PREVISÃO DA DUREZA EM JUNTA SOLDADA DE UM AÇO … · Ensaio de Dureza Brinell – MPN. Figura 5.9 Corpo de prova para ensaio de microdureza e microscopia (100x25x25mm). Figura 5.10

UNIVERSIDADE FEDERAL DE PERNAMBUCO CURSO DE PÓS-GRADUAÇÃO EM ENGENHARIA MECÂNICA

PREVISÃO DA DUREZA EM JUNTA SOLDADA DE UM AÇO ASTM A 516 GRAU 60 SUJEITO À CORROSÃO SOB

TENSÃO COM H2S

DISSERTAÇÃO SUBMETIDA À UNIVERSIDADE FEDERAL DE PERNAMBUCO PARA A OBTENÇÃO DO GRAU DE MESTRE EM ENGENHARIA MECÂNICA

FRANCISCO ILO BEZERRA CARDOZO

RECIFE, FEVEREIRO DE 2003

“PREVISÃO DA DUREZA EM JUNTA SOLDADA DE UM AÇO

ASTM A 516 GRAU 60 SUJEITO À CORROSÃO SOB TENSÃO COM H2S”.

FRANCISCO ILO BEZERRA CARDOZO

ESTA DISSERTAÇÃO FOI JULGADA ADEQUADA PARA OBTENÇÃO DO TÍTULO DE MESTRE EM ENGENHARIA MECÂNICA

ÁREA DE CONCENTRAÇÃO: MATERIAIS E FABRICAÇÃO APROVADA EM SUA FORMA FINAL PELO

CURSO DE PÓS GRADUAÇÃO EM ENGENHARIA MECÂNICA/CTG/EEP/UFPE

Prof. Dr. RICARDO ARTUR SANGUINETTI FERREIRA ORIENTADOR/PRESIDENTE

Profa. Dra. RITA DE CÁSSIA FERNANDES DE LIMA COORDENADORA DO CURSO

BANCA EXAMINADORA: Prof. Dr. RICARDO ARTUR SANGUINETTI FERREIRA (UFPE) Prof. Dr. NEY FREITAS DE QUADROS (UFPE) Prof. Dr. JESUALDO PEREIRA FARIAS (UFC) Prof. PAULO MARCELO PEDROZA DE ALMEIDA (UFPE)/Especialista convidado

A meus pais que me deram lições e exemplos de vida.

Aos meus irmãos pelo companheirismo.

A Ceiça, pelo carinho, solidariedade, paciência

e apoio durante a realização do trabalho.

A Moara, razão de ser maior deste meu caminhar.

“Ela está no horizonte – diz Fernando Birri”. Me aproximo dois passos, ela se afasta dois

passos. Caminho dez passos e o horizonte corre dez

passos. Por mais que eu caminhe, jamais a alcançarei.

Para que serve a utopia? Serve para isso: para caminhar.”

(Eduardo Galeano, 1994)

APRESENTAÇÃO

O estímulo principal para a elaboração deste trabalho veio das experiências vividas em

empresas do segmento metal-mecânico do estado de Pernambuco, no período de 1976 a

1998. Época em que tive a oportunidade de vivenciar os avanços dos processos de

fabricação desenvolvidos por duas das principais empresas do ramo metalúrgico: Máquinas

Piratininga do Nordeste e Noraço Indústria e Comércio de Laminados.

Quando passei a conviver com o sistema de produção, recém chegado à soldagem, percebi

dois pontos importantes. O primeiro, é de que aqui se está tratando com um misto de

“tecnologia/ciência/arte”, cujos valores muitas vezes são intangíveis e as origens remontam

a tempos imemoriais, quando o fogo e os raios possuíam significados místicos, os quais

seguramente permanecem nas profundezas do arquétipo humano.

Depois, há a questão da personalidade “sui generis” da maioria daqueles que trabalham

com este processo de fabricação. Por um lado, e em geral, essas pessoas são teimosas,

geniosas, muitas vezes, até difíceis de se tratar. Em compensação, podem tornar-se leais

amigas, são criteriosos e, muito importante, amam o que fazem.

Nestes últimos 22 anos “respirei” integralmente soldagem, como engenheiro de fábrica, e

professor universitário, tendo tido a honra de conviver com seres humanos de rara

dignidade. Aprendi a admirá-los, a respeitá-los e presto-lhes aqui uma modesta, mas sincera

V

homenagem aos Leos, Geraldos, Félix, Francisco, Paulos, Sérgios e tantos outros,

carinhosamente batizados de “Pinga-Fogo”. E agradeço aos alunos que conseguiram

“aprender aprendendo” a importância deste processo transmitida em sala de aula, no curso

de graduação da Poli, e contribuíram para que eu pensasse em caminhar um pouco mais.

Este estudo representa, de alguma forma, um esforço de apreensão da realidade, mesmo

sabendo que aqui se está tratando com fenômenos muito complexos. Tentar formular para

técnicos e engenheiros que lidam com soldagem uma solução útil para consolidar

conhecimentos e métodos seguros, e que possamos ser atores presentes nesta aventura de

desenvolver ciência e tecnologia em um país com as características do Brasil.

Durante a minha formação para a obtenção do título de mestre em Engenharia Mecânica,

muitas pessoas e instituições estiveram presentes, contribuindo de uma forma efetiva no

meu aprendizado e, posteriormente, para a realização deste estudo. No entanto,

inegavelmente, em cada reflexão aqui realizada, em cada dúvida erigida, em cada opinião

revelada, há muito do que pude compartilhar, fazendo-se necessário registrar alguns

agradecimentos.

Ao professor Dr. Ricardo Artur Sanguinetti Ferreira, pelo apoio, confiança, amizade, e pela

combinação rara de brilhantismo intelectual com uma permanente simplicidade. Sem a sua

ajuda, este trabalho não poderia ter sido concretizado;

VI

Ao professor Paulo Marcelo Pedroza de Almeida, pelo “começo”, e contribuição dada nas

discussões atuais, e no passado na saudosa ABS – Associação Brasileira de Soldagem,

regional Recife;

Ao professor Dr. Ney Freitas de Quadros pelo incentivo e apoio constante;

Aos professores do Mestrado, Dra. Noemia Mesquita, Drs. Maurílio e Armando Shinohara

agradeço pelo conhecimento transmitido;

A Eliane Alves, Secretária do Mestrado, por toda a ajuda durante o curso;

Aos alunos de Iniciação Científica, Rodrigo de Souza Mendonça e Jerusa Borges Cordeiro

pela preparação do corpo de prova; e ao “mestre” Emmanuel pela realização das fotografias

das microestruturas no LABMAT/UFPE;

À Máquinas Piratininga do Nordeste/PE pelo fornecimento do metal base, consumíveis de

soldagem, realização da soldagem e ensaio de dureza do corpo de prova. Em especial ao

engenheiro de soldagem Clovis Freire e ao inspetor Sebastião Bezerra pelo apoio técnico;

A NORAÇO – Indústria e Comércio de Laminados/PE, através do Sr. João Dourado Filho,

Diretor Industrial, Leônidas Neves, inspetor de qualidade e Antonio Arruda, responsável

pela manutenção, pela contribuição e atenção dispensada.

VII

À Musashi do Brasil/PE, através do engenheiro João Cysneiros, gerente de produção;

engenheiro Luís Francisco Cavalcanti, gerente da ferramentaria, pela valiosa colaboração

na realização do Tratamento Térmico do C.P., macrografia, ensaios de microdurezas e corte

do C.P. para a análise por MEV, indispensáveis a realização deste trabalho.

Ao Departamento de Física/UFPE e, em especial, ao seu técnico André, do Laboratório de

Microscopia, pela realização dos ensaios em MEV.

Ao engenheiro Ruy Castaman, assistente técnico da Gerdau Aços Finos Piratini/RS, pelas

fotografias das microestruturas, apresentadas em anexo neste trabalho;

Aos colegas do Mestrado; Emmanuel, Pedro Linhares, Jorge, Hermes, Professor Aluízio e o

grupo da produção, pelo apoio e amizade;

Ao professor George Marinho, do CEFET/PE, pelo corte do Corpo de Prova, no

Laboratório de Produção, através do convênio POLI/CEFET;

Aos professores Valdézio Pininga e Fernando Mota, do Departamento de Engenharia

Mecânica da Escola Politécnica de Pernambuco – UPE, pelo apoio e discussões técnicas;

A Neuza Galindo, Alexsandra Serrano e Célia Maria, secretárias da Pós-Graduação da

Escola Politécnica de Pernambuco/UPE pelo apoio e colaboração durante etapa deste

trabalho.

VIII

A Escola Politécnica de Pernambuco/UPE e a todas as pessoas que direta ou indiretamente

contribuíram para a execução deste trabalho.

IX

ÍNDICE DE FIGURAS

Figura 1.1 Estrutura para armazenamento de GLP Suape/PE <http://www.ahpes77.hpg.ig.com.br/index.html>

Figura 1.2 Tanque para amônia líquida <http://www.ahpes77.hpg.ig.com.br/index.htm>

Figura 1.3 Refinaria para processo de derivados de petróleo <http://www.ahpes77.hpg.ig.com.br/index.html>

Figura 1.4 Tancagem para armazenamento de derivados de petróleo <http://www.ahpes77.hpg.ig.com.br/index.html>

Figura 4.1 Desenho esquemático da seção reta de uma junta soldada por fusão, apresentando as diversas regiões formadas.

Figura 4.2 Ciclos térmicos de soldagem de diversos pontos transformáveis à direção de soldagem (Natal, 1986).

Figura 4.3 Distribuição das temperaturas máximas atingidas pelas regiões transversais à direção de soldagem, ou seja, a partir do centro da solda em direção ao metal base (Natal, 1986).

Figura 4.4 Grande vaso de pressão para ácido sulfúrico, para Caraíbas Metais. Peso: cerca de 200t. (Telles, 1991).

Figura 4.5 Trinca de corrosão sob tensão em aço inoxidável austenítico (ataque solução de cloreto) (Telles, 1979).

Figura 4.6 Conjunção de fatores para gerar trincas de corrosão sob tensão (Ribeiro, 2001).

Figura 4.7 Fratura frágil durante o teste hidrostático, material do vaso: aço carbono ASTM A515 Gr. 70 (Telles, 1979).

Figura 4.8 Mecanismo de migração do hidrogênio na junta soldada com formação de trincas na ZAC (a) e no Metal de Solda (b) (Maciel, 1994).

Figura 4.9 Solubilidade e Difusibilidade do hidrogênio em função da temperatura (Maciel, 1994).

Figura 4.10 Trinca intergranular de corrosão sob tensão em um aço ASTM A245 (Ribeiro, 2001).

Figura 4.11 Trinca transgranular de corrosão sob tensão (Ribeiro, 2001). Figura 4.12 Relação entre a distribuição de temperaturas máximas nas várias

regiões da junta soldada e o diagrama de equilíbrio Fe – C (Barriga, 1996).

Figura 4.13 Dureza máxima sob cordão versus entrega térmica (Lopes e Miranda, 1993).

Figura 4.14 Curva de dureza e composição microestrutural versus parâmetro de resfriamento ?8/5 (Bohorquez, 1989).

Figura 4.15 Gráfico dureza x velocidade de resfriamento (Lopes e Miranda, 1993). Figura 4.16 Ábaco para determinação de ?t8/5 – IRSID (Bursteinas e Sivieri,

1983). Figura 4.17 Tela do analisador de soldabilidade – SOLDASOFT.

X

Figura 4.18 Tela cálculo de dureza analisador de soldabilidade.

Figura 4.19 (a), (b) e (c)

Localização das impressões de dureza Vickers.

Figura 4.20 Figura 4.21

Curva CCT para aço ASTM A516 Grau 60. Microestruturas do metal de solda mostrando os vários constituintes microestruturais (IIW, 1985).

Figura 4.22 Processo de Soldagem a Arco Submerso – esquematicamente (Wainer et al, 1992).


Processo de Soldagem a Arco Submerso – esquematicamente (Wainer et al, 1992). Fluxograma para o experimento.

Figura 5.2

Microestrutura do aço ASTM A516 Grau 60 grão ferrítico com contorno de perlita com dureza média de 160 HV. Ataque Nital 2%. Ampliação 300x

Figura 5.3 Figura 5.4 Figura 5.5

Teores típicos de hidrogênio para diversos processos de soldagem (Wainer et al, 1992). Microscópio Eletrônico de Varredura (MEV) Laboratório de Física UFPE. Soldagem a Arco Submerso em MPN.

Figura 5.6 Corpo de prova para qualificação do procedimento de soldagem (500x500x25mm).


Ciclo Térmico para alívio de tensões (TTPS) , (ASME, 1983). Ensaio de Dureza Brinell – MPN.

Figura 5.9 Corpo de prova para ensaio de microdureza e microscopia (100x25x25mm).

Figura 5.10 Microdurômetro utilizado nos ensaios de microdureza. Figura 5.11 Esquema do CP para ensaio de microdureza. Figura 5.12 Figura 6.1 Figura 6.2

Tela de cálculo de dureza Analisador de Soldabilidade (SOLDASOFT, 2000). Macrografia C.P. para análise de dureza. Perfil de dureza para o CP de referência F1 – HV 300 gf.

Figura 6.3 Macrografia C.P. com a localização dos pontos de análise de macrodureza HV 10kgf. Ataque nital 2%, aumento 1,5x.

Figura 6.4 Perfis de dureza para o CP de referência F2-HV 10kgf. Figura 6.5 Curva CCT para aço ASTM A 516 Grau 60 – Gentileza USIMINAS Figura 6.6 Macrografia típica da junta soldada. Ataque Nital 2%. Figura 6.7 Microestrutura do aço ASTM A516 Gr 60 (metal base), grãos ferríticos

com contornos perlíticos, após TTPS – ponto D, ataque Nital 2%, aumento 200x.

Figura 6.8 Microestrutura da zona de transição MB/ZAC, obtida por MO, ponto (A). Ataque nital 2%, aumento 50x.

Figura 6.9 Microestrutura da zona de transição MB/ZAC, obtida por MO, ponto (A). Ataque nital 2%, aumento 200x.

Figura 6.10 Microestrutura obtida por MO ponto (D), ZAC-GG/LF/MS. Ataque Nital 2%, aumento 100x.

XI

Figura 6.11 Micrografia da zona de transição MB/ZAC, ataque nital 2%, aumento 600x.

Figura 6.12 Micrografia na ZAC – Zona de esferoidização. Ataque nital 2%, aumento 600x.

Figura 6.13 Micrografia da zona parcialmente transformada. Ataque nital 2%, aumento 600x.

Figura 6.14 Micrografia do ponto (B) ZAC Grãos Grosseiros. Ataque nital 2%, aumento 600x.

Figura 6.15 Micrografia da Zona MS. Ataque nital 2%, aumento 600x. Figura 6.16 Micrografia do MS ataque nital 2%, aumento 600x, presença de AF e

PF (G). Figura 6.17 Micrografia do MS região próxima ao passe de raiz ataque nital 2%,

aumento 600x. Figura 6.18 Figura 6.19 Figura 6.20 Figura 6.21 Figura 6.22 Figura 6.23 Figura 6.24

Micrografia do MS ataque nital 2%, aumento 600x aspecto da ferrita nucleando no contorno do grão austenítico. Presença de PF (G), FS (A), AF e inclusões. Micrografia do metal de solda mostrando o constituinte ferrita/ Fe3C. Ataque Nital 2%, aumento 8000x. Micrografia do metal de solda mostrando o constituinte Ferrita Poligonal Intragranular. Ataque Nital 2%. Aumento 5000X. Micrografia do Metal de Solda mostrando porosidade. Ataque Nital 2%. Aumento 4000X. Micrografia do Metal de Solda mostrando o constituinte Ferrítico/Cementita. Aumento 2700X. Ataque Nital 2%. Micrografia do Metal de Solda mostrando o microconstituinte Ferrítico. Aumento 4.500X. Ataque; Nital 2% Micrografia do Metal de Solda mostrando o microconstituinte Ferrítico/ Carbonetos. Aumento 2.500X. Ataque; Nital 2%.

Figura 10.1 Diagrama de Resfriamento Contínuo – CRC.

XII

LISTA DE TABELAS

Tabela 4.1 Combinação metal e meio sujeitas à corrosão sob tensão. Tabela 4.2 Tabela 4.3

Qualificação dos modelos de previsão de dureza máxima. Comparação entre testes de dureza – adaptado de Askeland, 1996 (Amauri et al, 2000).

Tabela 4.4 Propriedades mecânicas do aço ASTM A516 Grau 60. Tabela 4.5 Composição química da chapa do aço ASTM A516 Grau 60. Tabela 5.1(a) Composição química da amostra ensaiada (conforme

fabricante).

Tabela 5.1(b) Propriedades mecânicas da amostra (conforme fabricante). Tabela 5.1 (c) Composição química do eletrodo (segundo fabricante). Tabela 5.1 (d) e (e)

Propriedade química e mecânica do metal de solda (segundo fabricante).

Tabela 5.2 Especificação de procedimento de soldagem. Tabela 6.1 Resultados de dureza HB na solda do corpo de prova padrão

com TTPS.

Tabela 6.2 (a) Resultados da microdureza do Metal de Solda e ZAC. Tabela 6.2 (b) Resultados da microdureza do Metal de Solda e ZAC. Tabela 6.3 Tabela 6.4 (a) Tabela 6.4 (b) Tabela 6.5 (a) Tabela 6.5 (b) Tabela 6.6

Composição atômica. Spot 1. Spot 2. Spot 1. Spot 2. Composição atômica.

XIII

LISTA DE SÍMBOLOS E ABREVIAÇÕES ASME American Society of Engineers AWS American Welding of Society ASTM American Society for Testing and Materials AF Ferrita Acicular CE Carbono Equivalente CEB Carbono Equivalente de Dueren CEI Carbono Equivalente das fórmulas de Yurioka CEII Carbono Equivalente das fórmulas de Yurioka CEIII Carbono Equivalente das fórmulas de Yurioka CCT Curva de Resfriamento Contínuo FS (A) Ferrita com Segunda Fase Alinhada FS (NA) Ferrita com Segunda Fase não alinhada HB Dureza Brinell HV Dureza Vickers HVmáx Dureza Máxima na ZAC HVM Dureza para 100% martensita HV%M Dureza para 0% de martensita HVa Dureza Máxima na ZAC para ?8/5 = 60 s (Suzuki) H2S Ácido Sulfrídico I Corrente de soldagem IIW International Intitute of Welding IRSID Institut Recherchers de la Siderurgie Française JIS Japanese Industrial Standards LR Limite de Ruptura no ensaio de tração LE Limite de escoamento no ensaio de tração M Martensita MB Metal Base MEV Microscopia Eletrônica de Varredura MO Microscopia Ótica MS Metal de Solda P Perlita PF (G) Ferrita Primária de Contorno de Grão PF(I) Ferrita Primária Poligonal Intragranular Pv Carbono Equivalente de Terasaki SAS Soldagem a Arco Submerso SCC Stress Corrosion Cracking TF Trinca a Frio TTPS Tratamento Térmico de Posterior a Soldagem TRC-S Diagrama de transformação no resfriamento contínuo para soldagem tM Tempo ? 8/5 para obter 100% martensita

XIV

vs Velocidade de soldagem V Tensão de soldagem ZL Zona de Ligação ZAC Zona Afetada pelo Calor ZF Zona Fundida ?t8/5 Tempo de resfriamento entre 800 e 500 ºC

XV

SUMÁRIO 1. INTRODUÇÃO 1 2. JUSTIFICATIVA

4

3. OBJETIVOS

12

4. REVISÃO BIBLIOGRÁFICA

13

4.1. Soldabilidade dos aços estruturais carbono de baixa liga

13

4.1.1. Vasos de pressão – Conceitos básicos 19 4.2. Corrosão sob tensão 22

4.2.1. Classificação das formas de corrosão 22 4.2.2. Corrosão em juntas soldadas 23 4.2.3. Corrosão sob tensão – Conceitos básicos 23

4.3. Trincas a frio e de corrosão sob tensão 30 4.3.1. Trincas a Frio 31

4.3.1.1. Presença do hidrogênio 32 4.3.1.2. Microestrutura susceptível 38 4.3.1.3. Temperatura 40 4.3.1.4. Níveis de tensão 41

4.3.2. Trincas de corrosão sob tensão 42 4.3.3. Critérios para prevenção de trincas a frio 46

4.3.3.1. Dureza máxima na ZAC 46 4.4. Serviços sujeito à corrosão sob tensão com H2S 51

4.4.1. Fabricação de Vaso de Pressão 51 4.5. Previsão de dureza na ZAC 52

4.5.1. Critério do Controle da Microestrutura 53 4.5.2. Critério de Dureza Sob Cordão 54 4.5.3. Critério para Previsão de Dureza Máxima na ZAC 56 4.5.4. Analisador de Procedimento de Soldagem 59

4.6. Soldabilidade do aço ASTM A 516 GR. 60 63

4.6.1. Características do aço ASTM A 516 Gr. 60 63 4.6.2. Mudanças estruturais na zona de solda 64

4.6.3. Microestrutura do metal de solda ferrítico 66 4.7. Processos de soldagem a arco elétrico 72

4.7.1. Processo de soldagem ao arco submerso 72 4.7.2. Tratamento térmico pós soldagem (TTPS) 75

XVI

5. MATERIAIS E MÉTODOS EXPERIMENTAIS 77 5.1. Materiais

78

5.1.1. Metal de base 78 5.1.2. Consumíveis de soldagem 79

5.2. Equipamentos 81 5.2.1. Fonte de Energia de Soldagem 81 5.2.2. Instrumentos para controle dos parâmetros de soldagem 81 5.2.3. Forno para tratamento térmico pós soldagem (TTPS) 81 5.2.4. Serra de corte 81 5.2.5. Microscópio ótico, microscópio eletrônico de varredura,

microdurômetro e durômetro portátil 82

5.3. Métodos experimentais 83 5.3.1. Procedimento de soldagem

83

5.3.2. Execução do TTPS 85 5.3.3. Ensaio de dureza Brinell 87 5.3.4. Extração do corpo de prova para perfil de dureza e

microestrutura 88

5.3.5. Análise de dureza e microestrutura 88 5.3.6. Comparação entre os valores teóricos e experimentais 91

da previsão de dureza máxima na ZAC

6. RESULTADOS E DISCUSSÕES 95

6.1. Teste de chão de fábrica 95 6.1.1. Dureza da solda 95

6.2. Ensaio mecânico 96

6.2.1. Microdureza 96

6.3. Análise Metalográfica 101 6.3.1. Macrografia 101 6.3.2. Análise Microestrutural 102

7. CONCLUSÕES

120

8. SUGESTÕES PARA TRABALHOS FUTUROS

123

9. REFERÊNCIAS BIBLIOGRÁFICAS

124

10. ANEXOS

131

XVII

RESUMO

O presente trabalho tem como objetivo principal analisar o perfil de microdureza na

região da ZAC e MS, em uma junta multipasses obtida por meio do processo de soldagem a

arco submerso (SAS), tomando como referência o procedimento padrão de soldagem de

fabricação adotado para o material empregado, prevendo a dureza máxima da solda com

aporte térmico de 19,44 kJ/cm. Sua caracterização microestrutural é analisada por MO e

MEV. O aço estrutural selecionado para este estudo foi o ASTM A 516 GR 60, bastante

especificado para a soldagem de vasos de pressão sujeito à corrosão sob tensão com H2S.

As trincas à frio e de corrosão sob tensão apresentam-se como principais problemas de

soldabilidade deste aço. Para minimizar a ocorrência destes tipos de trincas é necessário

evitar valores altos de dureza na ZAC e no MS. Para acompanhar as propriedades da solda,

realizou-se o perfil de dureza, macrografias e análise metalográfica do material soldado.

Este perfil foi comparado aos valores de dureza máxima na ZAC obtidos através das

fórmulas de Yurioka, Terasaki ou Suzuki, por meio do Software Analisador de

Soldabilidade (SOLDASOFT). Os resultados obtidos mostraram valores de microdurezas

na região da ZAC e do MS bastante coerentes com os das microestruturas observadas e

compatível com os modelos propostos, além de atender aos requisitos das normas de

projeto do equipamento.

Palavras-chave: dureza, microestrutura, soldagem, vaso de pressão.

XVIII

ABSTRACT

The objective of the paper is to analyze the strength profile of a multi-pass junction

in the ZAC and MS regions. The process which has been used takes into account the

Submerged Arc Welding (SAW), and refers to the standard welding procedure within the

manufactured material. The welding maximum strength with a thermal input of 19,44

kJ/cm has been considered. Its microstructure characteristics has been analyzed by MO and

MEV. The structural steel selected for this study was the ASTM A 516 GR. 60, which is

well appropriate for oxidized pressure vessel welding by using stress with H2S. Employing

stress to the cold and oxidized cracks represents the main problem to this particular steel

concerning the welding process. In order to minimize this kind of crack, it is necessary to

prevent high values of strength in the ZAC and MS regions. The material strength profile

concerning macro-graphic and metal-graphic analysis has been conducted within the

welding process to work out its properties. The profile has been compared to the maximum

strength values in the ZAC region, which were got by the equations from Yurioka, Terasaki

and Suzuki, by using a software for welding analysis (SOLDASOFT). The results obtained

in this analysis showed values related to micro-strength in the ZAC and MS regions. These

values are consistent to the ones concerning the microstructures which has been observed,

and are compatible to the proposed models and also to the requirements related to the

project of the equipment.

Keywords: strength, microstructure, welding, pressure vessel.

XIX

Capítulo I

INTRODUÇÃO

A previsão de propriedades da Zona Afetada pelo Calor (ZAC) em função da

composição química e das condições de soldagem interessa ao engenheiro ou projetista de

construções soldadas, pois, serve de guia para selecionar materiais e procedimentos de

soldagem e permite estimar a soldabilidade de um aço.

A tecnologia de soldagem capaz de gerar maior produtividade, qualidade e

confiabilidade com menor custo é cada vez mais requerida nos campos da manufatura.

Vários processos de soldagem são utilizados para a fabricação de equipamentos de

processos e estruturais (entre os quais estão os vasos de pressão).

No processo de soldagem com união por fusão, utilizando-se o arco elétrico para a

geração de calor para fusão das partes, o material adjacente à zona de soldagem é exposto a

ciclos térmicos e transformaçôes metalúrgicas complexas, bem como à indução de

deformações e tensões residuais. Um dos problemas encontrados com mais freqüência na

soldagem de aços estruturais é a Trinca a Frio (TF), e estima-se que são gastos anualmente

alguns bilhões de dólares pelas indústrias mundiais para resolver problemas de soldagem de

manufaturados, e pelo menos 20% são devidos a TF causada pelo hidrogênio.

As ocorrências de defeitos em vasos de pressão vêm, ultimamente, preocupando os

responsáveis pela fabricação, manutenção e inspeção desses equipamentos. A falta de

critérios e normas que permitam, de uma maneira clara e concisa, avaliar a criticidade

destes defeitos, faz com que estes profissionais encontrem dificuldades em emitir um

parecer sobre a segurança operacional dos vasos (Vergas et al, 1991).

1

Muitos estudos têm sido elaborados sobre o tema soldabilidade dos aços estruturais e,

em particular, métodos e alguns modelos matemáticos foram formulados para predizer a

susceptibilidade do aço às trincas ou para predizer a dureza máxima na Zona Afetada pelo

Calor (ZAC), conforme sugeridos por Bursteinas e Sivieri (1983), Suzuki (1985), Suzuki e

Yurioka (1987), Bohorques e Buschinelli (1989). A dureza é outro importante fator usado

como indicador dessa susceptibilidade em várias normas de soldagem, por exemplo,

Normas Técnicas da Petrobras; sendo o ensaio de dureza amplamente utilizado na Indústria

de Componentes Mecânicos, devido à vantagem de fornecer dados quantitativos das

características de resistência à deformação permanente das peças produzidas, a rapidez da

execução e o custo reduzido. Portanto, dependendo da temperabilidade do Metal de Solda

(MS) as TF podem ser evitadas, reduzindo-se ou evitando-se altos percentuais de

Martensita (M), com conseqüentes reduções nos valores de dureza, segundo Maciel (1994).

De acordo com Barros (1990) as condições de TF estão essencialmente ligadas à

quantidade de Martensita formada na ZAC, durante a soldagem. Para traduzir esta

preocupação no plano prático é necessário conhecer de modo quantitativo, a relação entre a

quantidade e a natureza dos constituintes formados na ZAC, os parâmetros térmicos da

soldagem e a dureza.

Para a Engenharia de Soldagem é importante correlacionar a variação da microdureza

da ZAC (para qualificar o procedimento de soldagem segundo norma) e a macrodureza no

cordão através do valor medido quando o equipamento está soldado e aliviado as tensões

por tratamento térmico. Desta forma será possível assegurar a dureza da solda resultante

para a fabricação de Vasos de Pressão Sujeito a Corrosão sob Tensão com H2S, e com o uso

do Software Analisador de Soldabilidade (SOLDASOFT, 2000), por engenheiros e técnicos

2

de soldagem, possa permitir a elaboração de Especificações e Procedimentos de Soldagem

(EPS), com rapidez, qualidade e confiabilidade, considerando que o programa escolhe o

modelo mais adequado quando a composição química do material cai dentro do campo de

validade da fórmula.

No presente trabalho é analisado o perfil de dureza da junta soldada e comparado com

as previsões do Analisador de Procedimento de Soldagem; constituindo objetivo central

desta pesquisa, a variação de dureza na ZAC que associada a uma análise metalográfica,

caracteriza a soldabilidade do aço ASTM A 516 Gr. 60.

Assim sendo, através do presente estudo, pretende-se responder à seguinte questão

problema: qual é a previsão da dureza em junta soldada de um aço ASTM A 516 Gr. 60

sujeito à corrosão sob tensão com H2S.

3

Capítulo II

JUSTIFICATIVA

2.1 CONTEXTO E TEMA A Indústria Petroquímica opera com grande número de vasos pressurizados, como é

o caso das esferas empregadas na estocagem de gás liquefeito de petróleo (GLP). Desta

forma, a integridade estrutural destes vasos é uma questão de importância fundamental,

tanto do ponto de vista de segurança, como do econômico, de acordo com Scandian et al

(1993).

Na composição dos aços utilizados em equipamentos para a indústria petrolífera,

tais como tubulações para gasodutos, estruturas offshore e vasos de pressão (Figuras 1.1,

1.2, 1.3 e 1.4), a dureza máxima na Zona Afetada pelo Calor (ZAC), em uma junta soldada,

com aço de alta resistência, não deve exceder um certo valor crítico. Para projeto de

fabricação e montagem de vaso de pressão sujeito à corrosão sob tensão com H2S, o valor

da dureza máxima é determinado por algumas normas em 220 HB.

Para os vasos em serviços à corrosão sob tensão a regra geral é evitar, ou reduzir ao

mínimo, tanto quanto possível, os pontos de concentrações de tensões. Neste caso, deve-se

prever procedimentos e seqüências adequadas de soldagem para evitar tensões residuais

elevadas, crescimento exagerado dos grãos, precipitação de carbono, ou outras alterações

metalúrgicas nas proximidades da solda.

4

Figura 1.1 – Figura 1.2 - Estrutura para armazenamento de GLP Tanque para amônia líquida. Suape/PE <http://www.ahpes77.hpg.ig.com.Br> <http://www.ahpes77.hpg.ig.com.Br>

Figura 1.3 – Figura 1.4 - Refinaria para processamento de Tancagem para armazenamento derivados de petróleo. de derivados de petróleo. <http://www.ahpes77.hpg.ig.com.Br> <http://www.ahpes77.hpg.ig.com.Br>

Em uma solda, a temperabilidade da ZAC e da Zona Fundida (ZF) é função de

vários fatores que conduzem à formação de martensita com características negativas no

comportamento da junta, e um aspecto a considerar na previsão da temperabilidade em

solda está relacionado com a dureza máxima sob cordão que é função da composição

5

química e que tem uma relação direta com a estrutura obtida. Daí existir inúmeras equações

empíricas para o cálculo de dureza máxima sob cordão.

Em algumas aplicações, a realização de medidas de dureza na ZF e na ZAC pode ser

requerida para demonstrar a ausência de endurecimento ou amaciamento da estrutura, de

sensibilidade à fissuração pelo hidrogênio e de risco de fissuração por corrosão sob

tensão em serviço. Logo, um dos critérios que se recorre freqüentemente como forma de

apreciação de uma junta soldada é a dureza máxima sob cordão na ZAC. A dureza máxima

está intimamente ligada à estrutura micrográfica sob cordão e ao fenômeno de fissuração a

frio (trincas a frio).

Segundo Bohorquez e Buschinelli (1989), um dos problemas encontrados com mais

freqüência na soldagem dos aços estruturais é a trinca a frio (TF). Muitos estudos têm sido

elaborados sobre o tema e, em particular, alguns modelos matemáticos formulados para

predizer a suscetibilidade do aço às TF ou para predizer a dureza máxima na ZAC, que é

um fator importante usado como indicador dessa suscetibilidade em várias normas de

soldagem.

Muitos ensaios de laboratórios, conduzidos em condições reproduzíveis,

demonstraram que as condições de TF são essencialmente ligadas à quantidade de

martensita formada na ZAC, durante a soldagem. Para traduzir esta preocupação no plano

prático é necessário conhecer, de modo quantitativo, a relação entre a quantidade e a

natureza dos constituintes formados na ZAC e os parâmetros térmicos da soldagem.

Neste trabalho as fórmulas mais recentes e precisas são utilizadas e comparadas os

seus resultados, como as usadas em projeto desenvolvido pelo International Institute of

6

Welding - IIW, quanto a sua aplicabilidade para a previsão da dureza máxima sob cordão

da solda em um aço estrutural de fabricação nacional, usado em vaso de pressão.

2.2 ESTADO DA ARTE

Os aços de alta resistência encontram-se cada vez mais aplicados na construção

metal - mecânica, como uma resposta a maior demanda por fatores de economia,

produtividade, resistência mecânica, resistência a corrosão, tenacidade, soldabilidade,

colocados pelos diversos setores da construção (nuclear, naval, petroquímica,

automobilístico, hidroelétrico).

De acordo com Okumura e Taniguchi (1982), os problemas na soldagem iniciam

quando o calor, aos níveis dos calores gerados na soldagem a arco, é fornecido ao metal.

Microestruturas compostas basicamente de bainita e martensita, rodeadas de ferrita de

contorno de grão, podem ser geradas, as quais são caracterizadas por reduzidas tenacidade e

alta dureza, sendo indesejáveis quando a alta qualidade é requerida.

A ZAC é a região que se caracteriza por apresentar um ciclo térmico de rápido

aquecimento, seguindo de rápido resfriamento, causado pela fonte de energia utilizada na

soldagem e por dissipação através da ZAC, respectivamente. Por esta razão o material sofre

transformações metalúrgicas complexas, bem como a indução de deformações e tensões

residuais.

Logo, a dureza da ZAC fornece uma medida da resistência do aço nesta região e,

para um dado tipo de liga, dá uma indicação de seu grau de fragilização (Modenesi et al,

1985).

De maneira geral para aços C-Mn e aços de Alta Resistência e Baixa Liga (ARBL),

quanto mais frágil a microestrutura da ZAC e metal de solda (MS), maior o risco de TF.

7

Como a microestrutura tem dependência com a temperabilidade e esta depende da

composição química, inúmeras fórmulas foram elaboradas para representar a influência de

certos elementos na formação das TF e previsão da dureza na ZAC (Suzuki, 1985; Suzuki e

Yurioka, 1987; Onsoien et al, 1990).

Durante muito tempo a fórmula mais aplicada foi a apresentada pelo IIW

denominada fórmula de Carbono Equivalente - CE. Desde que Dearden e O'Neill, em 1940,

sugeriram o conceito de Carbono Equivalente, outros pesquisadores recentemente têm

proposto fórmulas para calcular esse parâmetro (Bohorquez, 1989).

Cottrell (1984) descreve a fórmula para previsão da dureza da ZAC e soldabilidade

de um material, e sugere que seu uso possa dar informações mais corretas na soldabilidade

do que a fórmula de carbono equivalente usada atualmente pelo IIW.

Segundo Machado (2000) e Onsoien et al (1990), ambientes ácidos com gases ou

petróleo podem causar trinca por corrosão sob tensão em aços, devido ao H2S por exemplo.

O mecanismo da formação da trinca é complexo, mas a mesma ocorre fundamentalmente

devido às reações de corrosão, com subseqüente absorção de hidrogênio pelo material.

Estudos, como o realizado por Bohorquez (1989), demonstra que a previsão de

propriedades da ZAC em função da composição química e das condições de soldagem

interessa tanto ao fabricante do aço como ao engenheiro ou projetista de construções

soldadas, pois, serve de guia para selecionar materiais e procedimentos de soldagem e

permite estimar a soldabilidade de um aço recém desenvolvido, utilizando pouca despesa e

tempo.

8

2.3 RELEVÂNCIA DO TEMA

No Brasil, a partir da década de 70, com o crescimento da indústria petrolífera a

tecnologia da soldagem passa por um grande desenvolvimento, devido a fabricação de

estruturas marítimas, tanques de armazenamento de derivados de petróleo e vasos de

pressão para plantas de refino. Logo, o desenvolvimento e o aperfeiçoamento dos processos

de soldagem são alcançados com a interação das três áreas: projeto de equipamentos

soldados, desenvolvimento e aperfeiçoamento dos equipamentos de soldagem, bem como

dos materiais, visando obter boa soldabilidade.

Com o desenvolvimento dos aços de alta resistência e baixa liga, estes materiais têm

apresentado uma crescente demanda nos últimos anos devido ao potencial de economia em

peso proporcionado pela sua utilização. Esses aços são normalmente materiais microligados

ao Vanádio, Nióbio, Titânio e Molibdênio, com baixos teores de carbono.

A soldagem de aços é feita na maioria dos casos por processos de soldagem a arco

elétrico, quando o principal problema de sua soldabilidade são justamente as TF causadas

pelo Hidrogênio, o que torna imprescindível entender o fenônemo, de tal forma a propiciar

parâmetros que auxiliem evitá-las.

Pode - se dizer que as TF causadas pelo Hidrogênio existem desde o final do século

passado, quando foi feita a primeira soldagem de aço com eletrodo metálico. Entretanto,

este problema só sensibilizou os cientistas durante a II Guerra Mundial, e desde então tem

sido o problema metalúrgico em soldagem mais pesquisado a nível mundial. Apesar de

todo este esforço em pesquisas para resolver este problema, não se conhece o mecanismo,

nem a ação ideal para eliminá-lo conforme descreve Alcântara (1986).

9

No país, diversos trabalhos foram desenvolvidos, considerando a utilização desses

novos materiais, assim é que várias aproximações empíricas e novas teorias foram obtidas

para se estudar e tentar compreender o comportamento das juntas soldadas: análise sobre

fenômenos como a da iniciação a fissura foram decisivos para a melhoria da soldabilidade

dos aços empregados nas mais diversas estruturas, estudos sobre os efeitos das tensões

residuais sobre a propagação das trincas foram muito importantes para o estabelecimento de

normas para pré-qualificação de processos de procedimentos; e a presença de microfissuras

na ZAC também provou ser de capital importância na ocorrência de falhas por fratura frágil

em estrutura soldada (Okumura e Taniguchi, 1982).

Embora o estado de Pernambuco, tenha possuído por várias décadas um mercado

metal-mecânico de grande potencial, o segmento soldagem passou a ser encarado com

maior importância a partir da década de 80, exatamente em função das exigências impostas

pela Petrobras aos fornecedores de equipamentos. Assim, do ponto de vista da pesquisa

científica, as duas Instituições de Ensino Superior de Pernambuco (UFPE e UPE), não

produziram trabalhos relevantes nesta área.

A dureza máxima (Hmax.) da ZAC de aços de alta resistência soldados é importante

para se avaliar, além da suscetibilidade das TF causadas pelo Hidrogênio, a dutibilidade da

junta soldada, e a suscetibilidade às trincas por corrosão sob tensão. Assim sendo, podemos

prever para aços estruturais utilizados na fabricação de vasos de pressão sujeito à corrosão

sob tensão com H2S, a dureza máxima permitida na ZAC; traduzindo esta preocupação no

plano prático e conhecendo de modo quantitativo, a relação entre a quantidade e a natureza

dos constituintes formados na ZAC e os parâmetros térmicos da soldagem, relacionado com

a propriedade dureza.

10

Em relação à relevância desse tema o estudo se dará na avaliação do material

soldado e na dureza da ZAC, comparando os resultados práticos e teóricos com a previsão

da dureza máxima na ZAC, de forma garantir a utilização de métodos confiáveis de

ensaios para a avaliação da junta soldada, tornando a execução das uniões estruturais

altamente confiáveis e econômicos.

Neste contexto, o presente trabalho pretende contribuir para o aperfeiçoamento dos

procedimentos de soldagem, através da interação com o setor produtivo, de modo que haja

um desdobramento para trabalhos futuros onde seja explorada particularmente a

confiabilidade das Especificações de Procedimentos de Soldagem (EPS) em vasos de

pressão para serviços tóxicos (lethal service), e por fim, servir de referência para eventuais

aplicações na indústria e na academia.

11

Capítulo III

OBJETIVOS

3.1 GERAL

Analisar os resultados de ensaios de dureza, levantando o perfil de microdureza

Vickers na Zona Afetada pelo Calor (ZAC) e no Metal de Solda (MS), em junta soldada

em aço ASTM A 516 Grau 60, para vaso de pressão sujeito à corrosão sob tensão com H2S,

obtida por processo de Soldagem a Arco Submerso.

3.2 ESPECÍFICOS

• Verificar os valores previstos de dureza máxima na ZAC obtidos através das

fórmulas do International Institute of Welding (IIW), Yurioka, Terasaki ou Suzuki,

em 01 (um) aço ASTM A516 Grau 60 de fabricação nacional usado na fabricação

de vasos de pressão para trabalho com H2S, usando o Software Analisador de

Soldabilidade (SOLDASOFT, 2000);

• Comparar os resultados dos ensaios de dureza sobre cordão, obtidos na junta, com

os requisitos previstos nas normas de projetos Petrobras.

• Analisar os constituintes microestruturais da ZAC e do MS segundo nomenclatura

proposta pelo IIW e relacionar com a dureza máxima exigida pelas normas de

projeto para vaso de pressão submetida a H2S.

12

CAPÍTULO IV

REVISÃO BIBLIOGRÁFICA 4.1 SOLDABILIDADE DOS AÇOS ESTRUTURAIS CARBONO DE BAIXA LIGA

A soldabilidade dos Aços Estruturais é uma propriedade bem complexa, uma vez

que ela envolve a sensibilidade à fratura da junta e a tenacidade requerida pelas condições

de serviço e teste de temperatura. Farias e Quites (1992), apresentam uma revisão

bibliográfica que relaciona o efeito de vários fatores sobre a microestrutura e propriedades

mecânicas do metal de solda de aços ao C-Mn e baixa liga, com enfoque na soldagem

manual com eletrodos revestidos básicos (tipo de corrente e polaridade, tensão de

soldagem, aporte térmico, temperatura de interpasses, tratamento térmico), concluindo que

deve-se ampliar este importante campo de conhecimento.

Esta soldabilidade é analisada primeiramente através da susceptibilidade à

ocorrência de trinca durante ou após a soldagem, e mais completamente, através das

propriedades mecânicas especificadas por normas, essencialmente da tenacidade.

Segundo Bohorquez (1989) e Natal (1986), os fatores que definem a soldabilidade

de um aço são: a facilidade com que pode ser soldado (isto é, requerendo o mínimo de

cuidados tais como projeto de junta, escolha da energia de soldagem e temperatura de pré-

aquecimento ), e o seu comportamento em serviço. Para Suzuki (1983), no que se refere ao

primeiro ponto, o critério mais importante para os aços estruturais é a susceptibilidade às

Trincas a Frio (TF), enquanto que para o segundo ponto é a tenacidade da junta soldada.

13 13

Na determinação das características de soldabilidade, o procedimento adotado pode

variar de acordo com o tipo de aço e a aplicação do mesmo. Assim, o procedimento

utilizado para caracterizar o grau de soldabilidade de um aço ao carbono é muito mais

simples que no caso de um aço baixa liga ou microligado. Comparando-se os aços

produzidos há 15 anos com os atuais, pode-se verificar que estes últimos apresentam um

grau de soldabilidade bem superior aos antecessores, apesar de apresentarem resistência a

tração bem mais elevada.

A soldagem por fusão envolve o aquecimento de uma pequena região até atingir

localizadamente a temperatura de fusão com ou sem a introdução de metal de solda (MS).

A figura 4.1 apresenta esquematicamente, para efeito de estudo, a seção reta de uma junta

soldada, com as diferentes regiões formadas, a saber:

• Metal Base (MB), que corresponde ao material sendo soldado. É aquela zona

que permaneceu com a estrutura original e não foi significativamente afetada

pelo calor da soldagem, embora tenha sido aquecida. Representa todo o material

que não sofreu modificações estruturais, podendo-se tratar do conjunto de toda a

peça soldada.

• Metal de Solda (MS), que corresponde à região que foi fundida durante a

soldagem, podendo ser constituída somente pelo metal base (soldagem

autógena) ou pelo metal de solda (soldagem com consumível) fundido junto

com o metal de base (diluído).

• Zona de Ligação (ZL), que corresponde à região que foi parcialmente fundida

durante a soldagem; trata-se de uma superfície limitando a zona fundida sobre a

14

qual os cristais de solidificação, no caso , asseguram a ligação metálica,

edificando-se com o metal base não fundido.

• Zona Afetada pelo Calor (ZAC), que corresponde à região que foi

parcialmente fundida durante a soldagem e mais a que sofreu alterações

microestruturais e de propriedades em função do ciclo térmico de soldagem.

Figura 4.1 – Desenho esquemático da seção reta de uma junta soldada por fusão,

apresentando as diversas regiões formadas.

Independentemente da sua origem, a energia utilizada para a soldagem provoca

notáveis alterações nos Metais Bases (MB) e Metal de Solda (MS), onde um fluxo térmico

é estabelecido e, sob a ótica desta tecnologia, o mesmo exerce profunda influência sobre

pelo menos os seguintes aspectos da junta soldada (Machado, 2000):

15

• Macroestrutura de solidificação do metal de solda.

• Transformações microestruturais ( isto é, crescimento dos grãos ).

• Transformações de fase.

• Propriedades Mecânicas/Metalúrgicas.

• Descontinuidades.

• Tensões Residuais.

• Deformações.

Vários pesquisadores utilizam modelos razoavelmente acurados para o fluxo

térmico provocado por uma condição de soldagem, e isto fundamentalmente envolve o

cálculo dos “Ciclos Térmicos” dos pontos de interesse, ou seja, a variação da temperatura

nos mesmos com o passar do tempo (Machado, 2000; Lopes, 2000; Maciel,1994; Modenesi

e Araújo,1991; Myhr e Grong, 1990; Zaro et al,1988; Bursteinas e Sivieri, 1983; Granjon,

1959), conforme representado na figura 4.2 (Natal, 1986). No anexo A é apresentado

expressões para a avaliação teórica do ciclo térmico.

16

Figura 4.2 – Ciclos térmicos de soldagem de diversos pontos transversais à direção de soldagem (Natal, 1986)

Considerando o arco elétrico como uma fonte pontual de calor em deslocamento,

tem-se em redor deste ponto uma distribuição de temperatura de acordo com as isotermas

mostradas na figura 4.3. Portanto, toda a região abrangida por estas isotermas poderá sofrer

alterações metalúrgicas, pertinentes ao material da junta, e é claro do nível de temperatura

de cada uma delas (Natal, 1986).

Figura 4.3 - Mostra a distribuição das temperaturas máximas atingidas pelas regiões transversais à direção de soldagem, ou seja, a partir do centro da solda em direção ao metal base (Natal, 1986).

O perfil de temperaturas apresentados na figura 4.3 se refere às temperaturas

máximas atingidas pelos pontos P1, P2, etc. A variação da temperatura nestes pontos, com

a passagem da fonte de calor é dada pelos ciclos térmicos apresentados na figura 4.2.

17

O ciclo térmico de soldagem, depois da composição química do metal base, é o

fator mais importante que influencia na microestrutura e propriedades do MS e ZAC. O

ciclo térmico depende do processo de soldagem, do calor adicionado e das dimensões do

corpo de prova (velocidade de resfriamento, To e tipo de material). Um importante

parâmetro para qualificar um ciclo térmico é ?t8/5 adotado para caracterizar a taxa de

resfriamento. É o tempo gasto para que a temperatura caia de ?1 até ?2 (Bursteinas e Sivieri,

1983). Costuma-se adotar ?1 = 800ºC e ?2 = 500ºC.

Os aspectos mais importantes a serem observados nos ciclos térmicos são os seguintes:

• Máxima temperatura alcançada;

• Tempo de permanência gasto a elevadas temperaturas, isto é, entre A1 e A3;

• Taxa de resfriamento.

No processo de soldagem, parâmetros de soldagem, tais como voltagem, corrente,

velocidade de soldagem, podem ser expressos em termos de aporte térmico, que é a

quantidade de energia fornecida por unidade de comprimento, pela fonte de calor que se

move ao longo da junta (Lopes e Miranda, 1993); associados à espessura da chapa, forma

do cordão, etc, e que controlam a velocidade de resfriamento.

Qualquer mudança em algum destes fatores, acarretará em mudança da velocidade

de resfriamento da ZAC e da Zona Fundida, logo, alteração da microestrutura.

De acordo com Lopes e Miranda (1993), devido às elevadas temperaturas atingidas

no tempo da elaboração de uma zona fundida, verificam-se reações químicas entre o metal

fundido e o meio que o rodeia. A composição química da zona fundida pode ser controlada

por variações da composição química do MB, dos eletrodos ou fluxos.

18

A quantidade de aporte térmico afeta os elementos presentes no MB, que por

Diluição (que é a participação do MB na formação da Zona Fundida) se incorporam à Zona

Fundida, ao passo que na ZAC o controle torna-se limitado, pois a mesma só será afetada

por mudança no MB.

Segundo Houldcroft (1979), cada processo de soldagem deve preencher os seguintes

requisitos:

• Gerar uma quantidade de energia capaz de unir dois materiais, similares ou não;

• Remover as contaminações das superfícies a serem unidas;

• Evitar que o ar atmosférico contamine a região durante a soldagem;

• Propiciar o controle da metalurgia de soldagem, para que as soldas alcancem às

propriedades desejadas, sejam elas físicas, químicas ou mecânicas.

4.1.1. VASOS DE PRESSÃO – CONCEITOS BÁSICOS

Os materiais que constituem os vasos de pressão (Figura 4.4), além de atenderem

aos requisitos básicos de projeto do Código da American Society for Mechanical Engineers

- ASME (ASME VIII, 1983), utilizado pela Petrobrás; necessários para o seu adequado

desempenho estrutural (p. ex., resistência mecânica, tenacidade à fratura, etc.) devem exibir

outros, tais como: Resistência à propagação de trincas por fadiga, por fadiga-corrosão e por

corrosão sob tensão, sendo este último o mais importante para os equipamentos que

operam com serviços letais (Scandian et al, 1993).

A indústria petrolífera, mais especificamente a Petrobrás, utiliza com freqüência o

aço ASTM A516 Grau 60 na fabricação de vasos de pressão, para uso em meios

agressivos como H2S Ribeiro (2001).

19

Os vasos de pressão são todos os reservatórios destinados ao armazenamento e

processamento de líquidos e gases sob pressão ou sujeitos a vácuo total ou parcial.

Podemos também definir os vasos de pressão como sendo todos os reservatórios, de

qualquer tipo, dimensões ou finalidade, não sujeito a chama, que contenham quaisquer

fluídos em pressões manométricas igual ou superiores a 1,05 kgf/cm2 ou submetidos à

pressão externa (ASME VIII, 1983).

Figura 4.4 - Grande vaso de pressão para ácido sulfúrico, para Caraíbas Metais.Peso: cerca

de 200t. (Telles, 1991)

Considera-se como “serviço letal” qualquer serviço no qual os equipamentos

contenham fluidos (gases ou líquidos) de tal natureza que uma pequena quantidade de gás,

ou de vapor, ou de líquido, misturada ou não no ar, é perigosa à vida quando inalado.Tal

conceituação inclui substâncias desta natureza que são armazenadas sob pressão ou podem

gerar uma pressão se armazenada em recipiente fechado segundo o Código ASME VIII,

Divisão I (ASME, 1983).

20

Dentro desta categoria se incluem os vasos de pressão que operam com H2S, que

pela alta toxidez, é classificado como um gás letal (Petrobrás, 1988). Sendo enquadrado

nesta categoria os fabricados em aço carbono ou aços de baixa liga considerando entre

outros, os seguintes fatores: meio corrosivo, tensões atuantes e microestrutura, segundo

especificam a Norma N-1706, (Petrobras, 1987).

Os vasos de pressão são empregados em três condições distintas:

- Armazenamento de gases sob pressão

Os gases são armazenados sob pressão para que se possa ter um grande peso em um

volume relativamente pequeno.

- Acumulação intermediária de líquidos e gases

Isto ocorre em sistemas onde é necessária a armazenagem de líquidos ou gases entre

etapas de um mesmo processo ou entre processos diversos.

- Processamento de gases e líquidos

Inúmeros processos de transformação em líquidos e gases precisam ser efetuados

sob pressão.

A construção de um vaso de pressão envolve uma série de cuidados especiais

relacionados a seu projeto, fabricação, montagem e testes. Isto porque um vaso de pressão

representa (Teles, 1991):

- Grande risco: Normalmente opera com grandes pressões e temperaturas elevadas.

- Alto investimento: É um equipamento de custo unitário e elevado.

- Papel importante na continuidade operacional.

21

Estes equipamentos são normalmente aplicados em indústrias químicas,

petroquímicas, alimentares e farmacêuticas, refinarias, terminais de armazenagem e

distribuição de derivados de petróleo.

Em um vaso de pressão pode-se distinguir os seguintes componentes (Teles, 1991):

- Corpo (casco ou costado): Normalmente cilíndrico, cônico, esférico ou

combinação dessas formas.

- Tampos: Normalmente nos tipos semi-elípticos, toro-esféricos, semi-esféricos,

cônicos, toro-cônicos, toro-esféricos e planos.

Estuda-se a seguir cinco tópicos importantes na soldabilidade de aços estruturais para uso

em vaso de pressão que opera com H2S. Esses tópicos são: Corrosão sob Tensão, Trincas

a Frio e por Corrosão sob Tensão, Serviços sujeitos à Corrosão sob Tensão com H2S,

Previsão de Dureza na ZAC e Soldabilidade do Aço ASTM A 516 Gr 60.

4.2. CORROSÃO SOB TENSÃO

Gentil (1996) define corrosão como a deterioração de um material, geralmente

metálico, por ação química ou eletroquímica do meio ambiente aliada ou não a esforços

mecânicos. A deterioração causada pela interação físico-química entre o material e o seu

meio operacional representa alterações prejudiciais indesejáveis, sofridas pelo material, tais

como desgaste, variações químicas ou modificações estruturais, tornando-o inadequado

para o uso.

4.2.1 Classificação das Formas de Corrosão

A corrosão pode se apresentar sob uma grande variedade de formas, que pode ser

classificada como indicada a seguir (Telles, 1979):

22

• Uniforme – onde a perda de material é aproximadamente constante;

• Localizada – que subdivide-se em:

a) Macroscópica: alveolar, galvânica, seletiva, sob contato, corrosão-erosão e

biológica;

b) Microscópica: sob tensão, intergranular e incisiva.

4.2.2 Corrosão em juntas soldadas

Devido à complexidade microestrutural, tensionamento residual e geometria

desfavorável presente em uma junta soldada existe, em relação ao metal de base não

soldado, um aumento de susceptibilidade aos diversos tipos de corrosão (Zeemam, 1995).

Corrosão sob tensão, corrosão galvânica, fragilização pelo hidrogênio são alguns

dos mecanismos entre outros que podem degradar juntas soldadas caso não sejam tomados

cuidados antes, durante e/ou após a soldagem.

Especificar um procedimento de soldagem adequado ao tipo de serviço

considerando a relação entre material x meio corrosivo x parâmetros de soldagem não é,

entretanto, tarefa simples para um profissional da área de soldagem pois os mecanismos de

corrosão são complexos e geralmente pouco compreendidos. Ainda segundo Zeemam

(1995), os testes para qualificação de procedimentos de soldagem (ASME IX, 1983)

focalizam a qualidade da junta apenas pelo ponto de vista da integridade (ausência de

defeitos) e de resistência mecânica, sendo usual a falha prematura de juntas soldadas por

problemas de corrosão.

4.2.3 Corrosão Sob Tensão – Conceitos Básicos

De acordo com Telles (1979) , a corrosão sob tensão (stress-corrosion) é provocada

ou acelerada pela existência de tensões de tração de certo valor em determinados pontos de

23

uma peça metálica. Essas tensões podem ser produzidas por diversas causas: esforços

externos localizados, tensões residuais de soldagem, tensões devidas a trabalho a frio no

metal (dobramento, calandragem, desempeno, martelamento, estampagem), aquecimento

ou resfriamento desiguais ou contidos.

A corrosão sob tensão acontece quando um material, submetido a tensões de tração

(aplicadas ou residuais), é colocado em contato com um meio corrosivo específico. As

condições metalúrgicas do material, como dureza, encruamento, fases presentes, são

fatores freqüentemente decisivos. A tensão de tração deve necessariamente ser superior a

um certo valor limite (Huhn, 2002).

Durante o processo de corrosão sob tensão fraturante – Stress corrosion cracking

(SCC), como é também denominada, surgem finas trincas que progridem através da seção

transversal do material, enquanto que na superfície não é observada a presença de ataque

pronunciado. Uma vez que as tensões que provocam a SCC caem dentro da faixa de tensões

de projeto, as conseqüências podem ser muito sérias em estruturas como oleodutos,

gasodutos, vasos de pressão, tanque de armazenagem.

A propagação de trinca por corrosão sob tensão é geralmente lenta, até atingir o

tamanho crítico para uma ruptura brusca.

Não existem mecanismos gerais para explicar o fenônemo da corrosão sob tensão,

pois cada par material-meio específico apresenta suas particularidades. De um modo geral

as combinações resultam na formação de filme ou película na superfície do material, que

lhe confere grande resistência a corrosão uniforme.

Vários modelos de corrosão sob tensão estão propostos na literatura, ainda em

pesquisa, e os existentes para explicar os diversos casos podem ser grupados em anódicos e

24

catódicos (Ribeiro, 2001), conforme a principal causa da propagação seja a dissolução do

material na ponta da trinca ou a fratura associada à presença de Hidrogênio atômico na

estrutura cristalina (fragilização pelo hidrogênio). Os dois modelos básicos para os

mecanismos gerais são:

1- O modelo de dissolução, onde a dissolução anódica ocorre na extremidade da trinca

à ruptura do filme passivo;

2- Modelo mecânico, onde compostos especificamente absorvidos interagem com as

ligações do material deformado, reduzindo a resistência das ligações.

Na corrosão sob tensão, a fissuração pode ocorrer de forma intergranular ou

transgranular ou uma combinação desses dois tipos em uma mesma liga, dependendo do

meio corrosivo ou da estrutura do material (Gentil, 1996), progredindo geralmente

perpendicular à tensão aplicada, mas pode se apresentar aleatória de acordo com o estado

de tensões de tração. As trincas podem apresentar várias ramificações ou sem ramificações

dependendo da estrutura e composição do material e do meio. Estas trincas, uma vez

iniciadas vão aumentando e se propagando, até causarem a ruptura da peça (Figura 4.5).

25

Figura 4.5 – Trincas de corrosão sob tensão em um aço inoxidável austenítico (ataque de solução de cloretos) (Telles,1979).

Na SCC, tem-se a deterioração de materiais devido à ação combinada de tensões

residuais ou aplicados e meios corrosivos. Como se observa a fratura dos materiais, ela é

chamada de corrosão sob tensão fraturante (stress corrosion cracking).

A presença de oxidante geralmente influencia na tendência à fissuração. O oxigênio,

por exemplo, é crítico para que ocorra a fissuração nos aços inoxidáveis, em soluções

contendo cloretos, NaOH – H2S, em água do mar. Para aços comuns, as falhas ocorrem

devido a fragilização pelo hidrogênio em soluções de NaOH, HCN, H2S, água do mar.

Gentil (1996), descreve que há uma ação sinérgica da tensão e do meio corrosivo,

ocasionando fratura em um tempo mais curto do que a soma das ações isoladas de tensão e

corrosão. Diferentemente da corrosão sob fadiga, onde as solicitações mecânicas são

cíclicas ou alternadas, na corrosão sob tensão têm-se solicitações estáticas. O tempo para

que ocorra a fratura do material é um parâmetro importante durante o fenônemo de SCC,

uma vez que os maiores danos físicos ocorrem durante os estágios finais. Quando a SCC

penetra no material a seção transversal é reduzida e a tensão atinge um valor igual ou

superior ao limite de resistência do material provocando a falha por ação mecânica.

De acordo com Ribeiro (2001), três fatores promovem o surgimento da corrosão sob

tensão:

• Natureza do meio corrosivo;

• Susceptibilidade do material;

• Níveis de tensões de tração aplicadas ou residuais.

Conforme a figura 4.6 observa-se que é necessário que os três fatores atuem

simultaneamente.

26

Figura 4.6 – Conjunção de fatores para gerar trincas de corrosão sob tensão (Ribeiro, 2001)

Pelo exposto, pode-se concluir que a corrosão sob tensão é um processo de

deterioração de materiais metálicos submetidos a tensões estáticas de tração. O processo de

corrosão progride da superfície para o interior perpendicularmente à direção da solicitação

provocando a fratura do material.

A deterioração do material se processa, portanto através da progressão de uma

trinca, que quando se inicia é microscópica, muitas vezes sem corrosão aparente na

superfície do material. As tensões residuais que provocam a corrosão sob tensão são

geralmente provenientes de operações fundamentais na fabricação de vasos de pressão.

Telles (1979), atribui que a suscetibilidade dos aços carbonos a este tipo de corrosão

é tanto maior quanto maiores forem os limites de elasticidade, a dureza do aço e a

concentração de H2S.

Material Meio Corrosivo

CST

Tensão de Tração

27

O problema da corrosão sob tensão se agravou com o progresso tecnológico, uma

vez que têm surgido aços com alta resistência e novos códigos de fabricação que permitem

tensões de projeto mais elevadas, possibilitando o aumento do nível de tensão aplicado

sobre o material exigindo, portanto, maiores cuidados com este mecanismo de corrosão

(Ribeiro, 2001). O papel das tensões de tração é importante na ruptura dos filmes

protetores durante o início e propagação das trincas. A quebra do filme passivo permite

uma rápida corrosão em vários pontos da superfície e, portanto facilita a formação das

trincas.

Quanto à natureza do meio corrosivo, pode-se dizer que nem todos os meios geram

este fenônemo, mesmo que o material esteja submetido a tensões residuais ou aplicadas. O

Corrosion Data Survey da NACE (National Association of Corrosion Engineers), na edição

de 1978, relaciona uma série de combinações, sendo algumas delas apresentada na tabela

4.1 (Ribeiro, 2001).

TABELA 4.1 – Combinações metal e meio sujeitas à corrosão sob tensão. Metal Meio Corrosivo Condição

H2S Meio úmido – Dureza do aço

elevada

Aços carbono e aços liga

ferríticos

Amônia anidra

Tensões elevadas, temperaturas

superiores a –5o C

HCl, cloretos, hipocloritos, clorofórmios,

água salgada

Meio úmido, temperaturas acima

de 50o C

Ácidos politiônicos

Meio úmidos – Aços sensitizados

Aços inoxidáveis

austeníticos

Soda cáustica

Temperatura acima de 120o C

Alumínio HCl, cloretos, hipocloritos Meio úmido

Cobre, latão e bronze Aminas, amônia, soluções amoniacais Meio úmido com oxigênio

28

Segundo a NACE (1990), tubulações que trabalham em ambientes corrosivos

contendo H2S requerem dureza na solda menor do que 248 HV, para evitar trincas de

corrosão sob tensão.

Para tensões da ordem das tensões admissíveis das normas de projeto, entretanto,

deve-se considerar que mesmo em equipamentos construídos de acordo com as normas de

projeto podemos ter tensões locais muito mais elevadas devido principalmente às tensões

residuais de soldagem e também irregularidades geométricas, defeitos no material,

deformações locais. Não têm sido por isso raras as fraturas resultantes de corrosão sob

tensão provocada pelo H2S.

Gentil (1996) descreve da literatura internacional os seguintes acidentes envolvendo este

tipo de corrosão:

• Corrosão sob tensão fraturante em Digestor, de fábrica de celulose (E.U.A),

que opera com temperaturas elevadas e soda cáustica , ocasionou lançamento

na atmosfera de massa reacional, que poderia causar queimaduras

gravísssimas nas pessoas atingidas;

• Em 1981, ocorreu falha no reator nuclear de Three Mile Island

(Pennsylvania, E.U.A.), devido ao enxofre ter induzido corrosão sob tensão

fraturante em Alloy 600 (Cr, 16%; Fe, 8%; Ni, restante) do tubo do trocador

de calor que sofreu sensitização durante a fabricação.

Ainda de acordo com Telles (1979), em temperaturas abaixo do ponto de orvalho, o

H2S quando em presença mesmo de ínfima quantidade de água, pode causar corrosão sob

tensão nos aços carbonos, que é agravada com o aumento de concentração de H2S e com a

maior dureza do aço. Recomenda-se, por isso, que sejam adotados procedimentos de

29

soldagem adequados para controle de dureza na solda e na ZAC e, se necessário, um

tratamento de alívio de tensões.

A temperatura influencia na corrosão sob tensão fraturante, com o aumento da

temperatura a SCC é acelerada. Em ligas de magnésio as trincas ocorrem rapidamente à

temperatura ambiente. Em outros sistemas, temperaturas maiores são requeridas.

Além da temperatura e composição química do material, a SCC é afetada pela

orientação preferencial dos grãos, composição e distribuição dos precipitados, interações de

discordâncias, e pelo grau de metaestabilidade. Esses fatores interagem com a composição

e estado do meio, que em combinação com as tensões impostas ou residuais no material,

influencia no tempo para que ocorra a fissuração.

A corrosão sob tensão vem adquirindo substancial importância a medida em que se

aumentam o nível de solicitação dos materiais e as conseqüências indesejáveis de uma

fratura inesperada. É uma descontinuidade perigosa porque não evidencia sinais externos,

até que se inicie a ruptura (Fernandes, 1965), logo, a exigência de um planejamento, projeto

e fabricação mais rigoroso dos equipamentos sujeitos a este tipo de corrosão, segundo

normas e recomendações específicas, são fatores fundamentais.

4.3. TRINCAS A FRIO E DE CORROSÃO SOB TENSÃO

As trincas são defeitos muito graves em juntas soldadas e, portanto devem ser

rigorosamente evitadas. É comum em juntas soldadas a ocorrência de trincas que se

originam na ZAC, região onde freqüentemente estão presentes microconstituintes frágeis

(Bursteinas e Sivieri, 1983). A partir de tais trincas pode-se desencadear um processo de

fratura frágil (Figura 4.7). Daí a importância de se prever e exercer controle sobre a

estrutura da ZAC.

30

Figura 4.7 - Fratura frágil durante o teste hidrostático, material do vaso: aço-carbono ASTM A 515 Gr 70 (Telles,1979)

Mundialmente têm-se realizado vários estudos no sentido de estabelecer os

mecanismos pelos quais os aços se fragilizam, promovendo trincas na junta soldada

(Maciel et al, 1996; Lima e Trevisan, 1994; Bastian e Melo, 1993; Alcântara, 1983;

Pavaskar e Kirkaldy, 1982).

Um defeito típico relativo à soldabilidade dos aços carbonos são as indesejáveis

trincas induzidas pelo hidrogênio ou TF e dependendo do meio as de corrosão sob tensão

(Gentil, 1996).

4.3.1. Trincas a Frio

As TF, também chamadas na literatura de trincas induzidas pelo hidrogênio (TIH),

ocorrem abaixo de temperaturas de aproximadamente 200ºC, de modo espontâneo após a

soldagem (Machado, 2000; Maciel, 1994; Bohorquez, 1989), na ZAC e no MS, quando

31

teores de elementos de liga são aumentados tanto no MB quanto no MS, provenientes dos

consumíveis de soldagem.

Para que ocorram TF, é necessário que os seguintes fatores estejam presentes:

• uma concentração suficiente de hidrogênio;

• uma microestrutura susceptível;

• baixas temperaturas;

• um nível reinante de tensões.

Para Wainer et al (1992), de todos os tipos de trincas, a TF é uma das mais críticas.

Seu aparecimento pode ocorrer alguns dias após o término da soldagem, razão pela qual se

recomenda a inspeção com ensaio não-destrutivo 48 horas após a execução da soldagem

(Telles, 1991). Um fator decisivo a ser estudado para estabelecer esses mecanismos de

fragilização é a correlação entre a análise de fratura do metal de solda e sua caracterização

microestrutural, haja vista que com a evolução tecnológica dos últimos anos, houve a

necessidade de se produzir em estruturas mais leves e mais resistentes para serem utilizadas

em vasos de pressão, tubulações, gasodutos, oleodutos.

4.3.1.1. Presença de Hidrogênio

Por ser um elemento químico de diâmetro muito pequeno, o Hidrogênio pode ser

encontrado em solução sólida na estrutura cristalina dos metais e suas ligas e mover-se por

difusão ( como um próton ) no estado sólido com relativa facilidade (Hill, 1973). Alguns

fatores contribuem para aumentar ou diminuir a facilidade com que o Hidrogênio

solubiliza-se e/ou difunde-se em materiais metálicos sólidos à temperatura ambiente:

32

composição química, estrutura cristalina, microestrutura, taxa de deformação, presença de

óxidos na superfície dos metais e temperatura.

Átomos de Hidrogênio produzidos eletroquimicamente, assim como aqueles

resultantes de outras formas de contaminação, podem entrar na rede cristalina e permear

pelo metal. O Hidrogênio afeta negativamente a qualidade e as propriedades do aço durante

a sua fabricação e a sua aplicação nas condições de serviço (Gentil, 1996).

A acumulação do Hidrogênio em sítios da rede pode enfraquecer as ligações

metálicas e nuclear uma trinca, a qual, sob condições apropriadas, se propagará à fratura

dos componentes metálicos contaminados. O resultado disto é a falha catrastrófica e

prematura de componentes no ambiente de serviço com tensões aplicadas inferiores às de

projeto, ou seja , a fragilização pelo Hidrogênio.

O Hidrogênio pode ser induzido durante uma operação de soldagem através de

diversas fontes, entre as quais, umidade e compostos de revestimento do eletrodo ou no

fluxo, quando a soldagem é feita por arco submerso; óleos, graxas e óxidos hidratados no

metal base ou no eletrodo (Machado, 2000).

A poça de fusão durante o procedimento de soldagem, absorve todo o Hidrogênio

induzido por qualquer das fontes acima citada (Pinto, 1980). Quando do resfriamento,

grande parte desse Hidrogênio escapa, mas, se cuidado não tiverem sido adequadamente

tomados, alguma parte remanescente desse Hidrogênio se difunde para a ZAC podendo

assim ocorrer à trinca (Wainer et al, 1992). A quantidade remanescente depende de fatores

como: quantidade original absorvida; tamanho da solda; decréscimo de solubilidade; tempo

e temperatura de resfriamento. Prendendo-se ao fato que o Hidrogênio sempre está presente

em um processo de soldagem, cuidados são necessários para minimizar a quantidade inicial

33

absorvida (secagem dos consumíveis e preaquecimento do metal base) ou permitir que

maior quantidade de Hidrogênio escape por difusão, antes do cordão se solidificar (pré e

pós-aquecimento).

De acordo com Wainer et al (1992), os mecanismos de fragilização por Hidrogênio

são basicamente três: de Zappfe ou de pressão, de Petch, e de Troiano-Oriani, mas, existe

também na literatura o proposto por Granjon utilizado na soldagem dos aços e que pode ser

visto esquematicamente na figura 4.8 (b).

Figura 4.8 - Mecanismo de migração do Hidrogênio na junta soldada com formação de trincas na ZAC (a) e no Metal de Solda (b) (Maciel, 1994).

O Hidrogênio é induzido pela atmosfera do arco para a poça de fusão que, ao

solidificar, transforma-se em austenita e perde um pouco de Hidrogênio para a atmosfera

(Wainer et al, 1992). No Metal Base existe uma faixa que também está austenitizada. A

34

partir do momento em que ocorre a decomposição da austenita em ferrita + cementita

(ponto A) cai a solubilidade do Hidrogênio (figura 4.8) e este se difunde para a região

austenitizada do Metal Base. No resfriamento, essa região com maior teor de Hidrogênio

pode temperar, dando como resultado a martensita (ponto B). Dessa forma se consegue ter

Hidrogênio associado a uma microestrutura frágil.

Para Maciel (1994), à frente da isoterma Tf (figura 4.8) o Hidrogênio no metal de

solda, ainda no estado austenítico, se difunde muito lentamente para o metal de base

também no estado austenítico. Com a transformação no metal de solda para o estado

ferrítico, o Hidrogênio torna-se abruptamente menos solúvel.

Entretanto, como a difusividade deste elemento é maior na fase alfa (figura 4.9), o

mesmo tende a atravessar a junção AB mostrado na figura 4.8 (a) e penetrar na austenita

ainda não transformada da ZAC. Esta austenita supersaturada de Hidrogênio ao

transformar-se em martensita proporciona a nucleação da trinca. Caso o metal de solda

possua maior temperabilidade do que o Metal Base, a posição da isoterma se inverte e a

trinca tende a ocorrer no metal de solda, conforme ilustrado na figura 4.8 (b).

35

Figuras 4.9 (a) e (b) – Solubilidade e Difusividade do Hidrogênio em função da temperatura – Maciel (1994)

Existem várias teorias para explicar a fragilização provocada pelo Hidrogênio nos

aços. A nucleação e propagação da trinca é um estágio do processo da fratura. A presença

de concentradores de tensão, tais como: riscos, furos, mudanças bruscas de seção, pontos de

corrosão, inclusões ou microtrincas surgem em operações de solda, tratamentos térmicos ou

conformação mecânica; esse fenônemo ocorre mais cedo e representa o principal período

do funcionamento dos elementos estruturais (Pastorkhov e Voorwald, 1995).

36

Embora o conhecimento do mecanismo de fragilização por Hidrogênio tenha

melhorado nos últimos anos, não existe consenso universal sobre o mecanismo de

fragilização atuante. Segundo Bohorquez (1989), as teorias propostas incluem:

a) O mecanismo pressão planar de Zappfe, pelo qual a pressão interna de

Hidrogênio somaria seu efeito à tensão aplicada, levando a falha prematura do material;

b) Troiano propôs que o Hidrogênio diminuiria a energia de coesão entre os átomos

de Ferro naqueles locais de alta concentração de Hidrogênio. Segundo Troiano o

Hidrogênio tende a se acumular nas regiões de maior triaxialidade de tensões.

c) Beachen, em 1972, apresentou um modelo do mecanismo da trinca induzida por

Hidrogênio, constatado mais tarde por Vasudevan et al (1981) apud Maciel(1994), onde

sugere que a presença suficiente de Hidrogênio dissolvido no retículado cristalino junto à

frente da ponta de uma trinca, ajuda a qualquer processo de deformação que a

microestrutura permitir. Esta deformação é em escala microscópica e, portanto, só é

observável mediante microscópio eletrônico. Deste modo, embora a superfície

macroscópica de fratura seja plana e de aparência frágil, ela é o resultado de uma

deformação severa e localizada na ponta da trinca.

Para Maciel (1994), Zappfe atribui à fragilização à pressão do Hidrogênio em poros

e microcavidades; Petch considera descréscimo na energia livre de superfície, como o fator

que proporciona a facilidade para a propagação das trincas de tensões; Beachen (1972)

apud Maciel ( 1994) propõe uma teoria para as trincas induzidas pelo Hidrogênio baseada

em mecanismo de deformação. Ele sugere que a interação do Hidrogênio com as

discordâncias contribuem para a deformação da microestrutura. Finalmente, a teoria

proposta por Savage et al (1978) apud Maciel (1994) considera que o Hidrogênio

37

transportado pelas discordâncias reduz a energia entre interfaces, como os contornos de

grãos.

Apesar de todas as teorias apresentadas serem baseadas em observações

experimentais, existem ainda muitas controvérsias em relação a um consenso entre os

mecanismos propostos, sendo que, nos últimos anos a teoria de fragilização relacionada

com o movimento de discordâncias tem sido a mais aceita. O fato é que uma só teoria não

consegue explicar todos os aspectos do fenônemo.

4.3.1.2. Microestrutura Susceptível

A ZAC, principalmente perto da linha de fusão, é a região onde se encontra o maior

risco de incidências de Trincas Induzidas pelo Hidrogênio devido ao fato de apresentar

microestrutura granular grosseira (menos dúctil e mais temperável), ver anexo B. Para um

dado nível de Hidrogênio e restrição da junta, o risco de fragilização depende da

microestrutura e dureza da ZAC (Maciel et al, 1996; Nakamura et al, 1987).

De um modo geral, pode-se dizer que, no caso dos aços Carbono/C-Mn e Aços de

baixa liga, quanto maior a dureza da microestrutura do Metal Base ou Metal de Solda,

maior será o risco do aparecimento de trinca (Branco et al, 1986). Deste modo é possível

definir um procedimento de soldagem com base em “níveis críticos de dureza” na ZAC,

cuja dureza depende de fatores como teor de Hidrogênio e nível de tensão.

É conhecido que as trincas na ZAC em aços carbono-manganês ocorrem somente

quando o nível de dureza torna-se superior à 350 HV (Pinto, 1980). Associado a isto, soma-

se o fato de alguns elementos influírem na temperabilidade do aço.

A temperabilidade do aço depende primordialmente da sua composição

química.Tradicionalmente têm-se usado fórmulas empíricas, as quais traduzem a

38

contribuição dos diferentes elementos de liga em termos de igual percentagem de carbono.

São as chamadas fórmulas de Carbono Equivalente (CE), das quais a mais utilizada é a

proposta pelo Internacional Institute of Welding – IIW (Branco et al, 1986).

Esta fórmula (1) pode ser encontrada com diferentes aspectos, porém, a mais

comum é a seguinte:

CE = C + Mn/6 + (Cr + Mo + V)/5 + (Ni + Cu)/15 (1)

Esta fórmula tem suas limitações, mas, de um modo geral, se CE for maior que 0,40 a

chance de trincas aumentam ( Maciel, 1994 ), tendo como um fator limitante a faixa de

espessura.

Dado que em geral, a susceptibilidade à trinca induzida pelo Hidrogênio é

relacionada com a dureza da microestrutura e o teor de carbono, é de se esperar que o metal

depositado não seja muito susceptível a esse fenônemo (devido ao baixo teor de Carbono).

Quando esse fenônemo ocorre no metal depositado, ele é devido a teores de Hidrogênio e

tensões residuais mais elevadas.

Assim para Bursteinas e Sivieri (1983), devido principalmente a fragilização por

Hidrogênio, estruturas predominantemente martensíticas devem ser evitadas na ZAC. A

presença de tais estruturas nessa região é função da temperabilidade do Metal Base e do

Ciclo Térmico imposto pela operação de soldagem; sendo favorecido por elevadas taxas de

resfriamento.

Por outro lado, taxas de resfriamento muito pequenas podem conduzir à formação

de estruturas que, por terem granulação grosseira e bastante heterogênea, possuem baixa

tenacidade. Essas microestruturas apresentam geralmente ferrita pró-eutetóide em rede, em

39

contornos de grão (formados por ferrita e carbonetos) quando processado com parâmetros

de ?t8/5 e 200s (Bursteinas e Sivieri, 1983).

De maneira geral, a suscetibilidade à TF aumenta com o crescimento da resistência

mecânica do aço. Em termos de microconstituintes a martensita após a têmpera é mais

sensível a fragilização pelo Hidrogênio, característica que aumenta com o teor de carbono

do aço e com sua dureza (Wainer et al, 1992).

As microestruturas formadas tanto no MS quanto na ZAC são decisivas na

formação das TF. Estas microestruturas são dependentes das taxas de resfriamento, e de

modo geral as formadas a baixas temperaturas de transformação de fase no estado sólido e

resultante de altas taxas de resfriamento ou baixa energia de soldagem são mais

susceptíveis as TF. Logo, é o caso típico das microestruturas martensíticas.

O constituinte microestrutural mais desejável é a ferrita acicular, pois, o seu

pequeno tamanho de grão de 0,1 a 1 mm, aliado aos seus contornos de alto ângulo e altas

densidades de discordâncias, são as características que a propiciam a ter excelente

combinações de resistência e tenacidade (Alcântara, 1986; Maciel, 1994).

4.3.1.3. Temperatura

A temperatura é outro fator que influencia as TF. Este fato está relacionado com a

alteração da taxa de suprimento de Hidrogênio aos pontos de nucleação das trincas, que são

controladas por difusão e/ou pelo transporte de Hidrogênio por discordâncias, como já

citado nas teorias descritas no item 4.3.1.1.

A temperatura do MB tem importante papel na prevenção da TF. Se o MB for pré-

aquecido, a velocidade de resfriamento diminui e pode-se reduzir a quantidade de

martensita na ZAC (Wainer et al, 1992). Além disso, o tempo de resfriamento em

40

temperaturas baixas (em torno de 150ºC) aumenta, favorecendo o escape do Hidrogênio do

MB para a atmosfera.

Para um aço de determinada composição química, a microestrutura e dureza da

ZAC dependem basicamente da velocidade de resfriamento, geralmente medida pelo tempo

de resfriamento entre as temperaturas de 800 e 500ºC e designado por ? t8/5 (Bursteinas e

Sivieri, 1983) . Esta é influenciada por vários fatores, entre eles a espessura da chapa, as

condições de soldagem, o preaquecimento, a energia de soldagem e a geometria da junta.

Segundo Maciel (1994) e Bohorquez (1989) a temperatura de preaquecimento, To,

alterando o ciclo térmico, pode reduzir a dureza do metal de solda, em função da mudança

na microestrutura, e para isto foram desenvolvidos diagramas e expressões baseadas em

resultados experimentais para determinar valores críticos de To, Hidrogênio e de dureza

máxima, como a Norma Britânica BS 5135 (Branco et al, 1986) e dureza máxima de

Suzuki, sendo todos eles obtidos na ZAC de juntas soldadas de aço C-Mn e de Alta

Resistência.

4.3.1.4. Níveis de Tensão

Juntas soldadas com o mesmo teor de Hidrogênio, microestrutura e temperatura,

podem distinguir-se por trincar ou não. Este efeito responsável pelas TF é o nível de tensão

imposto a junta soldada. Logo, a junta soldada com maiores níveis de tensão pode atingir

valores críticos de tolerância de tal forma a trincar.

Esta tensão é geralmente decorrente da contração do metal de solda em solidificação

após a soldagem, pois, a maioria das juntas faz parte de uma estrutura rígida (Lopes e

Miranda, 1993; Wainer et al, 1992; Branco et al, 1986).

41

Níveis de tensões são desenvolvidos por contrações durante o resfriamento da junta soldada

e essas tensões podem ser acompanhadas por deformações no MS. Logo em uma estrutura

rígida, a concentração de tensão pode ser intensificada por restrições impostas à solda em

diferentes partes da junta. Essas tensões irão, então, concentrar-se preferencialmente, no pé

e raiz do cordão de solda e, também em entalhes, inclusões e outros defeitos (Pinto, 1980).

A presença de Hidrogênio provoca uma diminuição do nível de tensão a que o

fenômeno da trinca ocorre, por fragilização do aço. A fragilização devido ao Hidrogênio

pode ser originada por diversos mecanismos. No caso dos aços, tem sido explicado em

termo da reação 4H + C, resultando CH4, ou em outros casos, devido ao aumento de

pressão do Hidrogênio acumulado em microtrincas ou poros durante a fase de resfriamento

e conseqüente decréscimo da solubilidade do Hidrogênio (Branco et al, 1986).

Wainer et al (1992), descreve que a tensão residual na ZAC depende, entre outros

fatores, do grau de restrição da junta soldada, isto é, da resistência que ela oferece para

deformar ou distorcer de tal maneira que alivie as tensões geradas durante o processo de

soldagem. A restrição cresce com o aumento da espessura da chapa, sendo que o tipo de

junta também influe na restrição: uma junta topo-a-topo é menos restrita que uma junta em

ângulo que, por sua vez, é menos restrita que uma junta cruciforme, mantendo-se as outras

variáveis constantes.

Outro fator importante é a concentração de tensões. A falta de fusão ou falta de

penetração são defeitos que concentram muita tensão nas extremidades e podem favorecer a

TF. As tensões de restrição e tensões residuais fornecem a energia necessária para a

nucleação e propagação da trinca e com o aumento dessas tensões, menor quantidade de

Hidrogênio é requerida para ocorrer a TF (Bohorquez, 1989).

42

4.3.2. Trincas de Corrosão sob Tensão

A operação de soldagem por fusão, como já foi visto, cria tensões residuais que

resultam, de um lado, da concentração do metal fundido, de outro da anisotermia que

caracteriza a operação. De fato, o aquecimento localizado tem por efeito a provocação de

uma deformação plástica, enquanto que o resfriamento é acompanhado de uma inversão

das tensões nestas zonas deformadas. Essa própria contração cria ao mesmo tempo

deformações e tensões residuais que podem atingir o valor do limite de elasticidade. Os

efeitos dessas tensões se manifestam em muitos pontos de vista e apresentam problemas de

estabilidade dimensional. Em particular, elas contribuem à corrosão sob tensão.

A corrosão sob tensão é bastante perigosa porque, além das trincas se iniciarem de

forma invisível, não existe nenhum meio de impedir o aumento ou a propagação das trincas

depois de iniciada (Telles, 1979).

Existem dois modos de fratura por corrosão sob tensão (Gentil, 1996), que podem

ou não estar associadas a inclusões ou segundas fases presentes, a saber:

• Fratura intergranular na corrosão sob tensão, que se processa em muitos casos

acompanhando o contorno dos grãos cristalinos;

• Fratura transgranular na corrosão sob tensão, quando a presença de tensões modifica

qualitativamente o processo de corrosão, resultando no aparecimento de uma

modalidade de fratura que envolve um mecanismo de corrosão que não ocorre na

ausência de tensão.

• Segundo Ribeiro (2001), o fenômeno é tão complexo que, variando-se concentração

do meio, para um mesmo material e sem alterar o nível de tensões, pode haver uma

transição no aspecto da fratura.

43

Existe na literatura técnica uma série de divergências entre os autores no sentido de

explicar os mecanismos de fratura por corrosão sob tensão. Como exemplo, Ribeiro (2001)

explica que com relação às trincas intergranulares de corrosão sob tensão, algumas teorias

mostram que nas ligas que apresentam segregação ou precipitados nos contornos dos grãos,

a célula galvânica entre esses elementos e a matriz leva à nucleação e crescimentos de

trincas ao longo dos contornos dos grãos.

As trincas se originam nos contornos dos grãos, e a concentração de tensão leva ao

rompimento e ao retardamento na restauração da camada de proteção na ponta da trinca. O

metal livre na película na ponta da trinca é mais anódico que o metal coberto no lado da

trinca.

Além disso, a área na ponta da trinca é muito pequena quando comparada com as

laterais, o que dá origem a correntes anódicas mais intensas, resultando em ataque mais

acentuado na ponta da trinca. A figura 4.10 mostra trinca intergranular de corrosão sob

tensão.

Figura 4.10 – Trinca intergranular de corrosão sob tensão em um aço ASTM A 245 (Ribeiro, 2001).

44

Com relação às trincas transgranulares de corrosão sob tensão, pode-se dizer

segundo Ribeiro (2001), que na ausência de segregação ou precipitados nos contornos de

grãos, os pontos onde o ataque se inicia são submicroscópios, e os mesmos podem ocorrer

por diferenças locais de composição química, espessura da película protetora, continuidade

da película e concentração do meio corrosivo.

Em função da tensão, pode ocorrer por deformação a quebra localizada da película

expondo a superfície do metal. Essas regiões, extremamente pequenas, livres da película,

tornam-se anódicas em relação a regiões recobertas pela película, que são catódicas. Isso

leva a um ataque eletroquímico rápido nas regiões anódicas, resultando na iniciação da

trinca. A figura 4.11 mostra trincas transgranulares de corrosão sob tensão.

Figura 4.11 – Trinca transgranular de corrosão sob tensão (Ribeiro, 2001).

45

4.3.3. Critérios para Prevenção da Trinca a Frio

Existem inúmeros critérios para avaliar a Susceptibilidade a Trincas a Frio, onde os

mais usados são os seguintes (Bohorquez, 1989):

• Teste de soldabilidade;

• Diagrama de Transformações no Resfriamento Contínuo para Soldagem;

• Carbono Equivalente;

• Dureza Máxima na ZAC.

Como visto, são inúmeros testes, onde normalmente as variáveis são a energia de

soldagem, consumível e o material a soldar. A limitação destes testes está na dificuldade e

custos para a realização, assim, este estudo limita-se ao Critério da Dureza Máxima na

ZAC.

4.3.3.1. Dureza Máxima na ZAC A Zona Afetada pelo Calor, ao estar contígua ao metal solda, é afetada pelos ciclos

térmicos da soldagem, sendo modificadas as suas propriedades mecânicas e metalúrgicas.

Em geral, o comportamento da microestrutura da ZAC depende fundamentalmente

de três variáveis:

(I) Ciclos térmicos do processo de soldagem;

(II) Microconstituintes obtidos;

(III) Composição química do metal base.

Os ciclos térmicos de aquecimento e resfriamento, ocasionados pela soldagem, têm

influência primordial na microestrutura da ZAC deixando-a frágil (Maciel,1994). E a

variação da microestrutura neste caso depende fundamentalmente de dois fatores:

(i) Formação de austenita;

46

(ii) Velocidade de resfriamento.

Como um exemplo de fragilização, pode-se citar a soldagem de um aço comum de

0,3% de carbono, cuja temperatura de austenização é de 723ºC (Barriga, 1996) e cujo

diagrama Fe-C é esquematicamente indicado na figura 4.12 onde na junta soldada, a

temperatura varia, sendo maior no cordão de solda e diminuindo ao ficar mais longe do

mesmo. Dentro da ZAC, o ponto 1 mais próximo ao cordão de solda tem uma temperatura

maior do que os pontos 2 ou 3, e a sua temperatura é bem maior do que a temperatura de

austenização do aço. Os pontos contíguos atingem temperaturas menores segundo vão

ficando mais longe.

Figura 4.12 – Relação entre a distribuição de temperaturas máximas nas várias regiões da

junta soldada e o diagrama de equilíbrio Fe-C (Barriga, 1996)

47

A transformação da austenita, após o aquecimento, dependerá fundamentalmente da

velocidade de resfriamento, induzindo à transformação de diferentes estruturas cristalinas.

Por exemplo, a região 1 deverá se transformar em microestrutura martensita devido

a sua alta velocidade de resfriamento, tornando o material frágil e com altíssima dureza. As

regiões 2 e 3 deverão apresentar uma estrutura formada por martensita, ferrita e bainita,

sendo uma estrutura menos frágil e com dureza menor. A região 4, sofrendo apenas um

aquecimento leve, não apresentará austenização, sendo uma região de dureza menor que a

do metal base.

Para Bohorquez (1989), embora o conhecimento dos diagramas TRC-S seja muito

útil, por serem difíceis de elaborar e de usar, um parâmetro de obtenção mais fácil, tal como

a dureza sob o cordão, se qualifica como um melhor indicador da soldabilidade. Este valor

de dureza é função da composição química e tem uma relação direta com a estrutura obtida,

para uma determinada composição química do aço e condições de austenização. Existe uma

equação empírica para cálculo de dureza máxima sob cordão (Lopes e Miranda, 1993), que

será utilizada neste trabalho dada por:

HVmáx. = 90 + 109C + 47Si + 75Mn + 30Ni + 31Cr (2)

Do ponto de vista prático e dado que a dureza máxima é função do aporte térmico. É

comum representar a dureza sob cordão versus entrega térmica (Figura 4.13).

O valor de HVmáx. depende essencialmente do teor de carbono que condiciona a

dureza da martensita, embora seja influenciada por outros elementos de liga como por

exemplo o manganês ou o silício.

48

Figura 4.13 – Dureza máxima sob cordão versus entrega térmica (Lopes e Miranda, 1993). De qualquer modo, as condições de formação da martensita são responsáveis pela

sua elevada dureza e aparecimento de tensões internas de grande intensidade.

A dureza máxima da ZAC dos aços de alta resistência e aços usados na fabricação

de vasos de pressão é uma medida importante para avaliar a dutilidide da solda, a

suscetibilidade a TF e a suscetibilidade as trincas por corrosão sob tensão. Hoje, a literatura

demonstra com freqüência a especificação nos procedimentos de soldagem para estruturas

“offshore” de aços HT50, que a dureza máxima na ZAC não deve exceder 325 HV (

Bohorquez, 1989) como medida de prevenção das TF e para vasos de pressão que operam

com H2S, o valor máximo da dureza não deve exceder a 220 HB (Petrobrás, 1987).

Na elaboração da Especificação do Procedimento de Soldagem, ao escolher um

parâmetro que caracterize quantitativamente o ciclo térmico de resfriamento, deve-se obter

a microestrutura e dureza para cada valor desse parâmetro, independente do processo e

procedimento de soldagem usado (Bohorquez, 1989). Um parâmetro que cumpre esse

49

requerimento é o tempo de resfriamento entre 800 a 500ºC, que inclui a faixa de

transformação da maioria dos aços estruturais (Bursteinas e Sivieri, 1983)

Para determinada composição de aço, soldado mediante determinadas condições, a

cada velocidade de resfriamento corresponderá um valor de dureza e uma determinada

composição microestrutural (Bohorquez, 1989). Na figura 4.14 é representada

simultaneamente uma curva de dureza versus parâmetro de resfriamento, e a composição

microestrutural correspondente.

Figura 4.14 – Curva de dureza e composição microestrutural versus parâmetro de resfriamento ?t8/5 (Bohorquez , 1989).

O conhecimento do valor da dureza máxima na ZAC por si só não quantifica a

susceptibilidade a TF e a trinca por corrosão sob tensão, mas combinado com os outros

fatores (teor de Hidrogênio e nível de restrição), o meio, a composição do aço em estudo e

das condições de soldagem, se constitui em uma poderosa ferramenta para prevenção das

trincas.

50

4.4. SERVIÇOS SUJEITOS À CORROSÃO SOB TENSÃO COM H2S

Para se analisar o enquadramento de vasos de pressão construídos com aço carbono ou aços

de baixa liga na categoria de “sujeitos a corrosão sob tensão com H2S”, devem ser

considerados, entre outros, os seguintes fatores (Petrobrás, 1987):

(a) Meio corrosivo – teor de H2S e presença de umidade;

(b) Tensões atuantes – devido ao carregamento e tensões residuais;

(c) Microestrutura – considerar dureza.

4.4.1. Fabricação do Vaso de Pressão

Para a fabricação do equipamento não é admitido o uso de aços com limite de

resistência superior a 490 MPa. As soldas em partes pressurizadas em contato com o fluido

contido no vaso devem ser de penetração total.

Ainda segundo a Norma Técnica Petrobrás N – 1706 (1987), é obrigatório o

tratamento térmico de alívio de tensões, qualquer que seja a espessura dos componentes do

equipamento. Esse tratamento deve ser feito conforme descrito no parágrafo UCS-56 da

Norma ASME Seção VIII, Divisão I (1983), não sendo admitido tratamento em

temperaturas inferiores a 595ºC. Após o tratamento térmico nenhum ponto nas soldas ou

nas zonas termicamente afetadas deve apresentar dureza superior a 220 Brinell.

Os testes de qualificação de procedimentos devem ser feitos com materiais e

equipamentos idênticos aos previstos para a fabricação de cada vaso, não sendo permitida a

extrapolação de resultados. Em seguida ao tratamento térmico, as chapas de teste devem ser

seccionadas, para medição de dureza (Vickers a baixa carga) da solda e da zona

termicamente afetada (perfil de dureza da solda). Porém existem requisitos conflitantes das

51

principais normas internacionais, daí as empresas fabricantes de vasos de pressão,

procurarem adaptar seu projeto a dois dos principais códigos internacionais que

regulamentam a construção de vasos de pressão, a saber: o ASME Boiler and Pressure

Vessel Code, da American Society of Mechanical Engineers (E.U.A), e o AD-Merkblatt

(Alemanha) (Gomes et al, 1994).

Tais códigos estabelecem requisitos para projeto, processos, pessoal e materiais,

destacando-se em todas as fases a grande preocupação com a soldagem, traduzida na

necessidade de qualificação de procedimentos de soldagem e soldadores, bem como

rigoroso controle estabelecido para este processo nas fases de projeto, aquisição,

manutenção de consumíveis de soldagem, fabricação e inspeção.

4.5. PREVISÃO DE DUREZA NA ZAC A microestrutura da ZAC resulta das transformações estruturais do metal de base

resultante dos ciclos térmicos e deformações associadas com a soldagem.

A região de granulação grosseira, ou região de crescimento de grão (em geral, em

torno de 1200oC), tem uma microestrutura caracterizada pelo tamanho de grão austenístico

e sua estrutura secundária resultante da decomposição da austenita (Modenesi et al,1985).

Para Natal (1986), é a região que experimenta as mais altas temperaturas quando na região

austenítica, e portanto apresenta um forte crescimento de grão. O resfriamento rápido fica

evidenciado pela estrutura encontrada próxima à linha de fusão.

Neste trabalho será feita uma análise dos constituintes microestruturais da região de

grãos grosseiros da ZAC, por ser considerada a região com maior probabilidade de ocorrer

a TF, apesar de que poucos são os trabalhos publicados que procuram unificar a

52

classificação dos constituintes da ZAC de aços C-Mn e microligados, segundo Alé et al

(1991).

Conforme Scotti (1986), a região mais susceptível à trinca a frio em uma solda é a

ZAC grosseira, onde a microestrutura é favorável. Uma forma de se evitar a trinca é,

controlar a microestrutura nesta região. Uma vez que a microestrutura depende da

composição química do aço e do ciclo térmico de soldagem, e que a ZAC tem composição

química fixa, este controle só poderá ser feito através do ciclo térmico. A microestrutura

do metal de solda tem um papel fundamental no controle das trincas a frio. Os

microconstituintes de alta dureza como a Martensita ou de baixa resistência mecânica como

a Ferrita Primária de Contorno de Grão PF(G) e a Ferrita com Segunda Fase (FS), são

bastante indesejáveis neste sentido (Maciel, 1994; Martins,2002), logo, uma microestrutura

de elevada dureza não só proporciona maior fragilidade como concentra as deformações em

microconstituintes de baixa resistência como a PF(G).

Por outro lado, a Ferrita Acicular (AF) por ser uma microestrutura constituída de

grãos muito reduzidos e com contornos de alto ângulo, dificulta a nucleação e propagação

das trincas, ao mesmo tempo em que mantém a alta resistência do metal de solda, sendo

bastante desejável no controle das trincas a frio em metais de solda de aços de alta

resistência, conforme comprovados por vários autores (Maciel, 1994).

A seguir são apresentados alguns métodos da literatura utilizados para o controle da

dureza na ZAC:

4.5.1. Critério do Controle da Microestrutura Este critério consiste em selecionar as condições de soldagem de tal modo que o

ciclo térmico resultante implique em microestruturas desejáveis (Scotti, 1986).

53

A dificuldade deste método reside em conhecer o ciclo térmico real que estará

sendo aplicado na obra e a resposta metalúrgica real do material a este ciclo. Como

demonstrado por outros autores (Lopes, 2000; Maciel,1994; Modenesi,1991) medição de

ciclo térmico é difícil de realizar e onerosa, e a falta de especialista pode levar a erros de

difícil percepção. É mais comum se prever o ciclo térmico e hoje já existem programas

computacionais com boa precisão e fácil operacionalidade.

Para se conhecer a resposta metalúrgica do material, utiliza-se o diagrama de

resfriamento contínuo de soldagem do próprio material. Devido as altas velocidade de

aquecimento e curto tempo de austenização, condições típicas dos ciclos térmicos de

soldagem, não se podem usar os diagramas CCT convencionais, neste caso. A confecção

dos diagramas de solda só é possível em laboratórios especializados. Acredita-se que ciclos

térmicos que produzam mais de 80% de Martensita sejam críticos à fissuração.

Uma solução é interligar a velocidade de resfriamento com parâmetros de

composição química, tais como o C.E. (IIW) e extrapolar os dados de materiais de C.E.

similares, encontrando-se as velocidades críticas.

4.5.2. Critério de Dureza Sob Cordão Este critério é uma adaptação ao critério anterior, onde em lugar de se conhecer a

microestrutura, procura-se apenas a principal propriedade desta microestrutura, ou seja a

dureza na ZAC grosseira (por isto denominado “sob cordão”) Scotti (1986).

Um gráfico de dureza x velocidade de resfriamento (Figura 4.15) é razoavelmente

fácil de se construir, fazendo-se passos simples de deposição sobre o material em estudo

com várias energias, e posteriormente medindo a dureza do cordão. O valor ?t/8/5 é

estimada em gráficos como o do IRSID (Figura 4.16). A dificuldade está em se estimar a

54

dureza critica de cada material, que deve ser obtido em ensaios de soldabilidade.

Entretanto, adota-se normalmente como 350 HV o valor limite para aços carbono-

manganês e alguns aços de baixa liga e alta resistência, com as condições de restrição e teor

de hidrogênio previsto no projeto da junta. A dureza Vickers é mais utilizada devido ao

tamanho do penetrador.

Figura 4.15 – Gráfico Dureza x Velocidade de resfriamento (Lopes e Miranda, 1993).

55

Figura 4.16 – Ábaco para determinação de ? t8/5– IRSID (Bursteinas e Sivieri, 1983)

4.5.3. Critério para Previsão de Dureza Máxima na ZAC

Nas últimas décadas muitos pesquisadores trabalham no sentido de formular

equações para previsão de dureza na ZAC, sem a necessidade de realização de teste.

De acordo com Bohorquez (1989), outras fórmulas têm sido propostas para prever

a dureza máxima na ZAC a partir da composição química e do tempo de resfriamento.

Entre elas, pode-se citar:

A fórmula de Loren – Dueren, que segundo Suzuki (1985) , parece ser a mais confiável

em vista da excelente correlação, R=0,98, entre os valores calculados e os efetivamente

56

medidos. A fórmula aplicada a estruturas martensíticas e bainíticas (Bohorquez, 1989),

é dada por:

( ) ( )[ ] ( )5/85/8 log8,01663,0log5,012019 tCCECtHV BMax ∆−+−+∆−= (3)

onde,

361759811VMoNiCrCuMnSi

CCEB +++++++= (4)

Como pode ser visto da equação 3, pode-se predizer a dureza a partir do carbono

equivalente CEB só quando usa-se também o valor do teor de C.

Yurioka (1981) apud Bohorquez (1989) propôs a fórmula que chamou de NSC-Y:

HVmáx. = 406 C + 164 CEI + 183 – arctag X (369 C – 149 CeqI +100) (5)

onde,

II

II

CECEt

X195,0526,0

262,0822,2log 5/8

−+−∆

= (6)

BNbVMoCrNiCuMnSi

CCEI 1055464015624

+++++++++= (7)

BMoCrNiCuMnSi

CCEII 1064205530

++++++−= (8)

CEI determina a dureza máxima para resfriamento lento e CEII se relaciona com os

tempos críticos de resfriamento para o aparecimento de microestrutura 100% e 0%

martensíticas. A fórmula é válida para aços incluídos em determinada faixa de composição

(Bohorquez, 1989).

Terasaki (1984) apud Bohorquez (1989), baseado em dados de dureza para aços C-

Mn e baixo C baixa liga propôs sua fórmula denominada TJOM-2:

57

Para ?t8/5 < tM HVmáx = HVM (9)

Para ? 8/5 > tM ( )

( )

−∆−

+=

M

MMMMax

tt

HVHVHVHV

12,0exp

5/8

%0%0 (10)

Onde,

logtM = 2.5Pv - 1,27 (10)

Pv = C + Mn + Cu + Ni + Cr + Mo + 5B (11)

3 4 8 10 3

HV0%M = 164( C + Si + Cr + Mo + V + Nb + 7B + 153 ) (12)

2 7 2

Dureza 100% Martensita = HVM = 812C + 293 (13)

Suzuki (1985), supos que a curva de dureza x log ? t8/5 pode ser descrita por uma

curva logística, como segue:

HVmáx. = HVa + K (14)

1 + e[ a ( log ?t8/5 – Y5 ) ]

Onde HVa , a, K e Y5 são constantes que dependem da composição química do aço

em estudo.

Também supôs que HVa é a dureza máxima para ? t8/5 = 60s, e que :

K = HVM - HVa (15)

HVM sendo o valor da dureza para 100% martensita usado nas equações

experimentais de Yurioka (1981) apud Bohorquez (1989),

58

HVM = 884C + 287 (16)

De acordo com Bohorquez (1989), Suzuki fez comparações das suas fórmulas BL70

e BL70S, com a fórmula (3) de Dueren, NSC – Y de Yurioka, e TJOM – 2 de Terasaki, ,

que considerou as mais acertadas existentes até então na literatura, conforme qualificação

dos modelos de previsão da Dureza Máxima mostrada na tabela 4.2.

Tabela 4.2 – Qualificação dos modelos de previsão da Dureza Máxima

Fórmula

Correlação R

Desvio Syx (HV)

BL70 (Suzuki) 0.9691 17.11 BL70S (Suzuki) 0.9599 19.40

NSC-Y (Yurioka) 0.9610 19.37 T-JOM-2 (Terasaki) 0.9529 21.11

Dueren 0.9372 21.07

4.5.4. Analisador de Procedimentos de Soldagem

O efeito combinado da espessura da chapa, preaquecimento, condições de

soldagem, ciclo térmico etc., na velocidade de resfriamento da ZAC é difícil de ser

analisado sem um modelo matemático adequado como demonstrado no item 4.5.3. Por isto,

o software ANALISADOR DE SITUAÇÕES DE SOLDAGEM, desenvolvido pela

Empresa Soldasoft, é uma ferramenta valiosa na elaboração de procedimentos de soldagem.

O objetivo do software é o de auxiliar o técnico no estabelecimento dos principais

parâmetros de soldagem de modo a se evitar problemas de fissuração pelo hidrogênio, tanto

durante a operação de soldagem (hidrogênio difusível) quanto em serviço (no caso de H2S,

por exemplo).

Como se sabe, quando se elabora um procedimento de soldagem (ASME, 1983),

deve-se ter cuidado para não fragilizar o material, para que não ocorram fissuras ou trincas,

seja logo após a soldagem ou mais tarde, quando a peça soldada estiver em serviço e sujeita

59

a impactos e/ou tensões alternantes. Para isto é preciso controlar a dureza da solda e da

ZAC, as quais dependem da composição química e da velocidade de resfriamento

respectivamente da solda e da ZAC.

Segundo o Manual de Instruções Soldasoft para utilizar o programa deve-se seguir a

rota ANÁLISE/DUREZA onde aparecerá uma tela que consta da barra de menu

(ARQUIVAR, EDITAR, CALCULAR) e de quatro quadros , a saber: COMPOSIÇÃO

QUÍMICA, RESULTADOS, COMPONENTES EQUIVALENTES e DUREZA/TEMPO.

Preencha a composição química e mande calcular. Logo, teremos como respostas: a) a

dureza para a região que tiver 100% de martensita e o tempo de resfriamento necessário

para obter 100% de martensita; b) a dureza para a região que tiver 0% de martensita e o

tempo de resfriamento necessário para obter 0% de martensita; c) os valores equivalentes

de carbono, níquel e cromo. O último quadro (DUREZA)/(TEMPO) permite que se faça

um cálculo de dois “Vês” (vai e volta): logo pode-se dar a dureza e pressionar ENTER para

calcular o tempo de resfriamento necessário para obter aquela dureza ou vice-versa. A

dureza pode ser calculada por três fórmulas: (a) Terasaki, (b) Suzuki ou (3) Yurioka. O

programa escolhe a fórmula mais adequada quando a composição química cai dentro do

campo de validade da fórmula a empregar.

A tela seguinte é utilizada para calcular a dureza da ZAC, para qualquer tempo de

resfriamento (de 800 a 500ºC), para aços.

60

Figura 4.18– Tela Cálculo de Dureza Analisador de Soldabilidade (SOLDASOFT). (a) Cálculo de Dureza (b) Gráfico Dureza (Hv) x Tempo de Resfriamento (s)

Digite a composição química do aço. Navegue de elemento a elemento apertando a

tecla “TAB”. O “software” responderá atualizando os valores de carbono, níquel e cromo

equivalente. Isto feito aperte o botão “Calcular” e os resultados aparecerão.

4.5.5. Método para medição de Dureza Máxima na ZAC

Quanto à obtenção do valor de Dureza Máxima na ZAC existem na literatura vários

métodos propostos (Bohorquez, 1989), entre eles:

a) O adotado pelo IRSID - 1977, no qual é usada uma carga de 5 kgf no ensaio de

dureza Vickers, e os pontos de medição são escolhidos todos na zona da ZAC

super-aquecida junto à linha de fusão, a intervalos maiores de 0.5 mm (Figura

4.19 a). Devido a provável presença de heterogeneidades localizadas (inclusões

por exemplo), que afetam as medidas, o valor adotado de dureza não é o

máximo daqueles obtidos, mas, e sim uma média dos 3 ou 5 maiores valores

61

obtidos em um C.P., desde que as diferenças entre esses valores estejam num

intervalo de 20 HV (considerado razoável).

b) O recomendado pela norma JIS Z3101 - 1976, em que se faz as medições de

dureza Vickers com carga de 10 kgf, em pontos localizados ao longo de uma

linha tangente à de fusão no seu ponto mais baixo e paralelo à superfície da

chapa (Figura 4.19 b). As medidas seriam uma no ponto de tangência e pelo

menos 7 a cada lado da reta, a intervalos de 0.5 mm. O maior valor de dureza

obtido de todos os medidos seria o de dureza máxima.

Bohorquez (1989) utilizou um método alternativo, em que as medidas foram feitas

com carga de 10 kgf (durante 12 a 16 s), com o qual se obtém uma “média” do valor de

dureza da região abrangida pela impressão, diminuindo assim a possibilidade de obter

valores afetados por heterogeneidades localizadas. O valor de dureza máxima adotada

será o maior obtido no C.P Fig. 4.19(c) . Foram utilizados diferentes espaçamentos – 1.5,

1.0, 0.7, 0.5 e 0.4 mm – e em nenhum caso constatou-se deformações das bordas das

impressões ou variação do valor de dureza atribuível ao diferente espaçamento.

No presente trabalho foi utilizado o método proposto por Bohorquez (1989) com um

espaçameto de 0.5 mm entre impressões, porém, usando uma carga de 300 gf. (Tabela

4.3), e comprovado com uma carga de 10 kgf.

62

Figura 4.19 (a), (b) e (c) – Localização das impressões de dureza Vickers

Tabela 4.3 – Comparação entre testes de dureza – Adaptado de Askeland, 1996 (Amauri et al,

2000).

Método do ensaio de

dureza

Tipo da ponta de

impressão

Carga Aplicação

Microdureza

Vickers (HV)

Knoop (HK)

Pirâmide de diamante, base

quadrada e 136º

Pirâmide de diamente, base

rômbica (razão 7:1)

1 a 1000 gf Camadas superficiais, folhas finas,

arames, fases microscópicas ,

zona termicamente afetada

(ZAC) em soldas.

4.6. SOLDABILIDADE DO AÇO ASTM A 516 GR. 60

4.6.1. Características do Aço ASTM A 516 Gr. 60

O aço ASTM A 516 grau 60 é um aço carbono estrutural, classificado pela Norma

ASTM (1979) segundo as suas propriedades mecânicas e que contém como principais

elementos de liga Mn e Si.

(a) (b) (c) 60

63

Esses elementos de liga dissolvidos na ferrita aumentam sua dureza e resistência

mecânica, antes mesmo de qualquer tratamento térmico, sem decréscimo sensível da

ductilidade.

As tabelas 4.4 e 4.5 apresentam as propriedades mecânicas e a composição química

segundo a Norma ASTM (1987).

TABELA 4.4 – Propriedades mecânicas do aço ASTM A 516 grau 60.

Limite de resistência

(MPa)

Limite de

escoamento min

(MPa)

Alongamento

mínimo

Lo= 200mm (%)

Alongamento

mínimo

Lo= 50mm (%)

415-550 220 21 25

TABELA 4.5 – Composição química da chapa de aço ASTM A 516 grau 60.

Elemento C máx (%) Mn (%) P máx (%) S máx (%) Si (%)

Composição 0,23 0,79-1,30 0,035 0,04 0,13-0,45

O seu fornecimento é geralmente no estado laminado a quente, a frio e recozido ou

normalizado. Apresenta boa resistência mecânica, resistência à corrosão atmosférica,

resistência ao choque e à fadiga, o que aliada a uma boa maleabilidade e soldabilidade torna

a sua aplicação atrativa na construção de vasos de pressão, no setor petrolífero, transporte e

construção civil, dentre outros (Chiaverini,1984; ASTM,1987; Telles, 1991). Apesar de sua

boa soldabilidade, deve-se observar que durante a soldagem, ocorrem na ZAC regiões de

alta dureza que estão sujeitas a trincas de corrosão sob tensão, quando exposta a um meio

ambiente propício (Ribeiro, 2001).

4.6.2. Mudanças Estruturais na Zona de Solda

Durante a soldagem dos aços de baixa liga, a ZAC pode vir a sofrer um

endurecimento, devido a mudança em sua microestrutura, causadas pelos dinâmicos ciclos

térmicos que lhe são impostos (Okumura e Taniguchi, 1982). O nível final da dureza

64

depende não somente da velocidade de resfriamento, mas também da composição química

do próprio aço.

Segundo o método do IIW, o carbono equivalente para que um aço apresente baixa

temperabilidade e boa soldabilidade não deve ultrapassar a 0,40 (Ribeiro, 2001). O aço

ASTM A 516 Gr. 60 é classificado segundo suas propriedades de resistência mecânica, e

não pela composição química; logo, a mesma pode variar segundo o apresentado na Tabela

4.6 (Ribeiro, 2001). Porém, utilizando-se da composição química típica fornecida pelo

fabricante deste aço e a equação (2) para o Ceq adotada pelo IIW, verifica-se que o carbono

equivalente apresenta-se em torno de 0,30. Nessas condições, utilizando o ábaco do IRSID,

figura 4.21, para uma espessura de 25 mm, aporte térmico de 19,44 kJ/cm e utilizando-se

fluxo básico conclui-se que não será necessário preaquecimento para evitar dureza

excessiva na ZAC e o risco de trinca a frio.

Uma outra descontinuidade que poderá surgir devido à soldagem desses aços são as

trincas de corrosão sob tensão em meio corrosivo de H2S nas regiões da ZAC que

apresentarem uma dureza acima de 248 HV (NACE, 1990). Analisando a figura 4.20,

pode-se observar no diagrama CCT dos aços ASTM A 516 Gr. 60 que, nas regiões da ZAC

onde ocorrem altas velocidades de resfriamento com ?t8/5 < 9,0 segundos, pode-se formar

estruturas com dureza superior ao recomendado e, portanto, sujeitas à corrosão sob tensão

(Ribeiro, 2001).

Para os vasos de pressão sujeitos a corrosão sob tensão , independente de espessuras

das chapas, deve-se realizar um tratamento térmico de alívio de tensões com uma

temperatura mínima de 595ºC por no mínimo, uma hora para espessuras de 25,4 mm

(ASME – Seção VIII, 1983; PETROBRAS, 1987).

65

Figura 4.20 - Curva CCT para aço ASTM A 516 grau 60 – Gentileza: USIMINAS

4.6.3. Microestrutura do Metal de Solda Ferrítico

Durante a decomposição da austenita pode-se formar várias microestruturas nos

metais de solda ferrítico, já que as mesmas se formam em função das diferentes taxas de

resfriamento e teores de elementos de liga do metal de solda (Maciel, 1996; Ventrella,

1999; Martins, 2000).

Nos aços C-Mn baixa liga, poucos são os trabalhos publicados até o momento que

procuram unificar a classificação e terminologia dos constituintes da zona afetada pelo

calor (Alé et al, 1991).

66

No presente trabalho, foi feita uma análise da evolução da formação dos

constituintes da região do Metal de Solda e grãos grosseiros da ZAC, obtida pelo processo

de soldagem ao arco submerso.

A nomenclatura mais aceita internacionalmente é a proposta pelo documento IIS-

IIW-835-85 (ex doc. IX-1377-85), onde os constituintes microestruturais são observados

através de microscopia ótica com um aumento de 500 vezes (Ventrella, 1999). Segundo

este documento os metais de solda ferrítico classificam-se em:

a) Ferrita Primária de Contorno de Grão – PF(G)

Consiste de cristais de ferrita que nucleam nos contornos de grão austeníticos, a

temperaturas mais altas (800-850ºC), sendo os primeiros a serem formados. É o constituinte

mais fácil de ser identificado no metal de solda devido ao seu aspecto claro e liso.

Apresentam, usualmente, uma forma lenticular ou equiaxial (Modenesi et al, 1992).

A sua formação deve-se a taxas de resfriamento muito lenta e geralmente não é

encontrada em metais de solda de aços de alta resistência, pois, o elevado teor de elementos

de liga desses aços retardam tanto a nucleação quanto as reações de crescimento difusional

que ocorrem no contorno de grão da austenita.

Esta morfologia da ferrita apresenta um tamanho de grão relativamente grande e

tende, nas regiões inalteradas da zona fundida, a formar veios ao longo dos contornos dos

grãos colunares austeníticos.

Entre os seus grãos podem ser observados constituintes ricos em carbono e em

impurezas, segregados durante a transformação de fase. Devido a estas características, a

ferrita primária de contorno de grão é, em geral considerada um constituinte indesejado em

soldas, pois apresenta uma baixa resistência à fratura por clivagem. Ver figura 4.21.

67

b) Ferrita Poligonal Intragranular – PF (I)

A ferrita poligonal intragranular aparece na forma de grãos, normalmente

poligonais, e nucleia quase que exclusivamente no interior dos grãos austeníticos,

presumivelmente em inclusões ou outros sítios de nucleação heterogênea, ocorrendo em

taxas de resfriamento muito lenta (Ventrella, 1999). Se o tamanho do grão austenítico for

suficientemente grande em relação ao dos grãos ferríticos que crescem a partir dos seus

contornos, e, havendo sítios para nucleação intragranular, grãos de ferrita podem se formar

no interior dos grãos austeníticos.

A ferrita poligonal intragranular – PF(I) deve ser maior que cerca de três vezes o

tamanho médio das ripas de ferrita acicular ou ferrita com segunda fase circundante. Ver

figura 4.21

c) Ferrita Acicular – AF

A ferrita acicular é um constituinte que se apresenta na forma de grãos

extremamente finos de ferrita não paralelas, separadas por contornos de alto ângulo, e

nucleiam-se no interior do grão da austenita prévia sob taxas de resfriamento mais elevadas

do que a ferrita primária.

Forma-se intergranularmente, nucleando-se de forma heterogênea em sítios como

inclusões (ou próximas a estas), precipitados e outras irregularidades nos grãos austeníticos

(Modenesi et al, 1992).

Na zona fundida, a sua formação é assim favorecida pela presença de precipitados e,

particularmente, de numerosas inclusões resultante da presença de oxigênio, em geral, em

teores mais altos que os do metal de base.

68

Esta forma de ferrita possui granulação fina e maior densidade de discordância que

as formas anteriores, aliada a um aspecto entrelaçado, com contornos de grãos de alto

ângulo, lhe confere alta resistência e boa tenacidade. Entre os grãos, podem existir

carbonetos ou outros microconstituintes ricos em carbono e adiciona-se elementos de liga,

tais como Mn, Ni, Mo, etc., que propiciam a formação de microestruturas tenazes.

Devido às suas características, este constituinte é considerado como tendo

propriedades mecânicas desejáveis para o metal de solda. Ver figura 4.21.

d) Ferrita com Segunda Fase Alinhada – FS(A)

A ferrita com segunda fase alinhada é um constituinte formado por grãos grosseiros

e paralelos que crescem ao longo de um plano bem definido, formando duas ou mais ripas

de ferrita paralelas.

Quando se observar somente duas ripas, estas só devem ser classificadas como FS

se a sua relação comprimento largura for superior a 4/1. Caso tal não ocorra, o constituinte

deverá ser classificado como AF ou PF. A nucleação da FS(A) ocorre no contorno de grão,

podendo seu crescimento iniciar-se a partir do contorno de grão ou dentro do grão

austenítico. Ver figura 4.21.

e) Ferrita com Segunda Fase Não Alinhada – FS(NA)

A Ferrita com segunda fase não alinhada é formada por ferrita circundando

completamente microconstituintes ou ripas de ferrita acicular. Não se apresenta em forma

paralela como a FS(A), mas o mecanismo de formação e as características mecânicas são as

mesmas da FS(A). Ver figura 4.21.

69

f) Agregado Ferrita-Carboneto – FC

O agregado ferrita-carboneto é um constituinte formado fora dos contornos de grão

da austenita, apresentando uma estrutura fina de ferrita e carbonetos, incluindo perlita e

ferrita com interfaces de carboneto. O agregado ferrita carboneto é um constituinte de

aparência escura, pois apresenta uma estrutura interna cuja resolução fica abaixo da obtida

por MO. Ver figura 4.21.

g) Martensita

A martensita é o constituinte que se forma como produto final de transformação da

austenita sob condições de alta taxa de resfriamento, além disso metais de solda com

elevado teor de C também favorecem a formação desse constituinte. Dependendo do teor de

C pode-se ter a “martensita em ripas” ou a “martensita maclada”. A martensita em ripas

forma-se por um mecanismo de deslizamento, sendo encontrada em aços com teor de C

menor do que 0,5% (peso). A martensita maclada é encontrada em aços com teor de C

acima de 0,8 (peso). Em aço carbono e C-Mn, este constituinte é encontrado somente em

pequenas quantidades na zona fundida de soldas realizadas pelos processos usuais

(Modenesi et al, 1985). Ver figura 4.21.

70

Figura 4.21- Microestruturas do metal de solda mostrando os vários constituintes microestruturais (IIW, 1985).

71

4.7. PROCESSOS DE SOLDAGEM A ARCO ELÉTRICO

Os processos de soldagem podem ser classificados pelo tipo de energia ou pela

natureza da união.

As fontes de energia empregadas nos processos de soldagem são mecânicas,

químicas, elétrica e radiante (Kou, 1987). Os processos de soldagem devem assegurar

condições de proteção específicas capazes de evitar que a solda seja contaminada pelo ar

atmosférico. Assim, a solda pode ser realizada sob vácuo, com gás ativo ou inerte, sob

fluxo (escória) e sem proteção.

Os processos de soldagem por arco elétrico, são sem dúvida, os processos mais

importantes de “soldagem por fusão”. Há pelo menos 35 processos de soldagem com

diferentes variantes e na maioria dos casos utiliza-se calor para fundir o metal, de forma a

criar a ligação entre as partes a serem soldadas, as quais solidificam-se ao retirar-se a fonte

de calor (Santos e Quintino, 1998).

Dentre os vários processos de soldagem a arco utilizados na soldagem de vasos de

pressão, pode-se destacar os processos de Soldagem a Arco Elétrico com Eletrodo

Revestido - SAER, o TIG - Tungsten Inert Gas e o processo de Soldagem a Arco Submerso

– SAS (Wainer et al,1992; Lincoln,1973), o qual foi utilizado neste trabalho.

4.7. 1. Processo de Soldagem a Arco Submerso

A Soldagem a Arco Submerso une metais pelo aquecimento destes com um arco

elétrico (ou arcos), entre um eletrodo nu (ou vários eletrodos) e o metal de base. O arco está

submerso e coberto por uma camada de material granular fusível que é conhecido por

fluxo; portanto o regime de fusão é misto: por efeito joule e por arco elétrico (Wainer et al,

1992) .

72

Dispositivos automáticos asseguram alimentação do eletrodo (ou dos eletrodos) a

uma velocidade conveniente de tal forma que sua ou suas extremidades mergulhem

constantemente no banho de fluxo em fusão. A movimentação do arame em relação à peça

faz progredir passo a passo o banho de fusão que se encontra sempre coberto e protegido

pelo processo a arco submerso (Wainer et al, 1992, Lincon, 1973).

As Figuras 4.22 e 4.23 mostram esquematicamente este processo.

Figura 4.22 – Processo de soldagem a Arco Submerso – Esquematicamente (Wainer et al,

1992).

73

Figura 4.23 - Processo de Soldagem a Arco Submerso – Esquematicamente (Wainer et al, 1992).

O processo de soldagem a arco submerso solda uma faixa ampla de espessuras, e a

maioria dos aços ferríticos e austeníticos. Uma grande utilidade do processo está na

soldagem de chapas espessas de aço, por exemplo, para vasos de pressão, tanques , tubos de

grandes diâmetros e vigas.

A soldagem com corrente contínua permite um melhor controle do formato do

cordão de solda, da profundidade de penetração e da velocidade de soldagem. Corrente

contínua, polaridade direta, é melhor para a estabilidade do arco, e o resultado é o melhor

controle do formato do cordão de solda (FBTS, 1997).

Os eletrodos de Soldagem a Arco Submerso têm usualmente composição química

muito similar à composição do metal de base.

74

Fluxos para Soldagem a Arco Submerso também alteram a composição química da

solda e influenciam em suas propriedades mecânicas. As características do fluxo são

similares às dos revestimentos usados no processo Eletrodo Revestido.

A composição da solda é alterada por fatores como reações químicas do metal base

com elementos do eletrodo e do fluxo, e elementos de liga adicionados através do fluxo. A

possibilidade que o processo apresenta de se utilizar várias combinações arame-fluxo, pois

ambos são individuais, permite ao processo grande flexibilidade para se alcançar as

propriedades desejadas para a solda.

Segundo Kou (1987), o processo SAS devido a presença de fluxo sólido, ao grande

volume de escória e metal fundido é limitado normalmente a posição plana e

circunferencial de soldagem. Também devido ao alto aporte térmico e à grande poça de

fusão que é gerada, grãos colunares podem se formar na Zona Fundida, resultando na

diminuição da tenacidade ou ainda em trincamento à quente do Metal de Solda.

4.7.2.Tratamento Térmico Pós Soldagem - TTPS

Os tratamentos térmicos pós soldagem podem afetar as propriedades mecânicas do

metal de solda. O alívio de tensões e a normalização são os tratamentos térmicos mais

usados após a soldagem dos aços ao C-Mn e baixa liga (Farias e Quites, 1992). Os

tratamentos térmicos de alívio de tensões em uma estrutura soldada apresentam dois

grandes propósitos: reduzir o nível de tensões residuais e diminuir a dureza e/ou modificar

a microestrutura da ZAC.

O tratamento térmico de alívio de tensões, após realizado, segundo Ribeiro (2001)

trará também outras conseqüências, tais como:

75

Ø Redução do limite de escoamento.

Para aços C e C-Mn, normalmente promoverá uma redução no limite de resistência

e no limite de escoamento do metal de base e da zona fundida provenientemente do

coalescimento da perlita promovendo a esferoidização das lamelas de cementita. Essa

redução se acentuará no caso de tratamento térmico prolongado ou na repetição de

tratamentos.

Ø Alteração da tenacidade:

Metal de base: em aços C e C-Mn, por exemplo, geralmente ocorre uma pequena

diminuição da tenacidade do metal de base devido ao crescimento de grão.

Zona afetada pelo calor: para os aços que geram estruturas martensíticas na ZAC, o

aquecimento produz reajustamento interno da martensítica que alivia ou remove as tensões

da estrutura, corrige excessiva dureza e fragilidade possibilitando a aumento de tenacidade.

Zona fundida: o efeito do tratamento térmico de alívio de tensões será função

principalmente da microestrutura presente na zona fundida antes da realização do

tratamento térmico. Se a microestrutura da ZF for predominante de ferrita pró-eutetóide e

de ferrita de placas laterais e com pouca ferrita acicular, a realização do tratamento térmico,

acarretará em uma diminuição de tenacidade. Haverá uma recristalização parcial das

regiões com ferrita em placas e precipitação de carbonetos nos contornos de grão.

O Tratamento térmico para alívios em vasos de pressão devem ser de acordo com os

Requisitos Pertinentes aos Métodos de Fabricação do Código ASME VIII, Divisão I

(1983), Parte UW-40 e UC-56, e nos casos em que for enquadrado na categoria de “sujeitos

a corrosão sob tensão com H2S”, é obrigatório , qualquer que seja a espessura dos

componentes do equipamento, de acordo com a Norma N-1706 (Petrobrás, 1987).

76

Capítulo V

MATERIAIS E MÉTODOS EXPERIMENTAIS

Esta etapa do trabalho consiste na realização da soldagem do corpo de prova para

testes de dureza e análise microestrutural. O objetivo desta seção será apresentar uma

metodologia experimental para obter o perfil de dureza da junta soldada, e analisar os seus

resultados com os previstos pelo software Analisador de Procedimentos de Soldagem –

SOLDASOFT, e fórmula empírica para a previsão da dureza máxima na ZAC.

O fluxograma da figura 5.1 apresenta um resumo das atividades realizadas nesta

etapa.

7 Figura 5.1. Fluxograma para o experimento

5.1.MATERIAIS

5.1.1.METAL DE BASE v Seleção do material v Rastreabilidade

5.1.2. CONSUMÍVEIS DE SOLDAGEM v Seleção do material v Rastreabilidade

5.2.EQUIPAMENTOS 5.2.1. Fonte de energia de soldagem 5.2.2. Instrumentos para controles dos parâmetros de soldagem 5.2.3.Forno para TTPS 5.2.4. Serra de corte 5.2.5. Máquina de eletro erosão 5.2.6. Análise metalográfica e de dureza

5.3.MÉTODOS EXPERIMENTAIS 5.3.1.Procedimentos e parâmetros de soldagem v Execução da soldagem v Exame visual da junta soldada v E.N.D. Líquido penetrante 5.3.2.Execução do TTPS 5.3.3. Ensaio mecânico v Dureza Brinell 5.3.4. Extração do C.P. para perfil de microdureza e microestrutural. 5.3.5. Análise metalográfica e microestrutural.

v Análise da Macrografia v Análise no MO v Medição da microdureza v Corte do C.P. por eletro erosão v Análise no MEV.

5.3.6.Cálculo da dureza máxima na ZAC v Método empírico v Método analisador de procedimento v Perfil de dureza da ZAC

77

5.1 MATERIAIS 5.1.1. Metal de Base

Para a execução deste trabalho, foi utilizado como Metal Base (MB) o aço ASTM A

516 Grau 60 (espessura 25 mm), de fabricação nacional, adquirido por Máquinas

Piratininga do Nordeste (MPN), cuja composição química e propriedades mecânicas podem

ser vistas nas tabelas 5.1(a) e 5.1(b), sendo o Carbono Equivalente igual a 0,30. A

microestrutura deste aço é apresentada na figura 5.2.

Tabela 5.1 (a) - Composição Química da Amostra Ensaiada (Conforme fabricante).

Elemento Percentual (%) em peso

C 0,14 0 Mn 0,940 P 0,024 S 0,010 Si Al

0,200 0,037

Tabela 5.1 (b) – Propriedades Mecânicas da Amostra Ensaiada (Conforme fabricante).

Aço N.º 1 Classe ASTM A 516 Gr 60 L.R. (MPa) 454 L.E. (MPa) 289

Alongamento (%) 27 Estricção (%) 64

78

Figura 5.2 – Microestrutura do aço ASTM A 516 Grau 60. Grão Ferrítico com contorno Perlítico com dureza média de 160 HV. Ataque: Nital 2%. Ampliação 300x.

5.1.2 – Consumíveis de soldagem

Os consumíveis utilizados foi a combinação arame AWS EM 12K (diam. 3,2mm) e

fluxo básico do tipo aglomerado, ligado ao manganês, conforme AWS F7AZ – EM12K,

fabricados pela Lincoln Electric do Brasil e Belgo Mineira, respectivamente, especificados

de acordo com o Código ASME II (1983), fornecido pela MPN. As suas composições

químicas e propriedades mecânicas podem ser vistas nas Tabelas 5.1(c), 5.1(d) e 5.1(e)

apresentadas abaixo:

Tabela 5.1(c) - Composição Química do Arame (segundo o fabricante).

Metal de Solda (elementos) Percentual (%) em peso

C 0,070 Mn 0,85 S 0,012 Si 0,015 Al 0,001

79

Tabela 5.1 (d) e 5.1 (e) – Propriedades Química e Mecânicas do Metal de Solda (segundo o fabricante)

Análise Química (%) Elemento Concentração (%)

C 0,042 Si 0,842 Mn 1,462 P 0,030 S 0,009

Propriedades Mecânicas

Tração (MPa) 580 Escoamento (MPa) 500 Alongamento (%) 31

Impacto (J) média Charpy V (-29 ºC) 29

Os consumíveis foram devidamente tratados para evitar a absorção de umidade, e

conseqüentemente, o teor de hidrogênio, (Figura 5.3), segundo procedimentos de qualidade

da MPN, e recomendações dos fabricantes. Devendo o processo de soldagem introduzir

hidrogênio difusível inferior a 10 ml/100g de metal de solda depositado (Machado, 2000).

Figura 5.3 – Teores típicos de hidrogênio para diversos processos de soldagem (Wainer et al, 1992)

80

5.2. EQUIPAMENTOS

5.2.1. Fonte de Energia de Soldagem

O processo de soldagem usado foi o de Soldagem a Arco Submerso – SAS.

Utilizou-se uma fonte retificador tipo tensão constante, modelo SA 800 da Lincoln Eletric,

com corrente máxima de 800 A e polaridade reversa – CCPR+, da linha de produção da

MPN, devidamente aferida.

5.2.2. Instrumentos para Controle dos Parâmetros de Soldagem

Os instrumentos utilizados para o controle das variáveis do processo foram: Cronômetro

analógico nº de identificação 280, Multímetro Alicate Tag 144, Escala milimétrica e

Termômetro de Radiação Infravermelho Tag 296, utilizados no controle da qualidade da

MPN, devidamente aferidos e rastreáveis.

5.2.3. Forno para Tratamento Térmico Pós Soldagem (TTPS)

O tratamento térmico pós-soldagem de alívio de tensões (TTPS), realizado pela

Musashi do Brasil/PE, foi em um Forno Marca Combustol, Modelo ADLR 8E, capacidade

máxima 800kg., temperatura máxima de 700ºC e tolerância de +/- 5ºC. O resfriamento foi

feito ao ar.

5.2.4. Serra de corte

Para a extração dos corpos de prova foi utilizada uma serra hidráulica com um

sistema de resfriamento do corte Franho modelo 1425 tipo S/900 e serra de fita marca

DOALL modelo DBW 1, no Laboratório de Produção Mecânica do CEFET/PE.

81

5.2.5 – Análise metalográfica e de dureza

a) As medições de dureza Brinell foram realizadas com durômetro portátil modelo

Equotip nº 266 da MPN. As medições de microdureza (HV) foram feitas em um

Durômetro Marca Zwick (HV 10kgf) com padrão marca MPA 711 +/- 6HV 5kgf; para

carga de 10kgf e Marca Matsuzawa (HV 0.300kgf), Modelo MT-1 com padrão 702 +/- 21

HV 0.3kgf, para carga de 300gf no Laboratório de Ensaios Mecânicos da Musashi do

Brasil/PE.

b) Às análises metalográficas da ZAC, do Metal de Solda e do Metal de Base foram

feitas em um microscópio ótico Marca OLYMPUS, Modelo BX 60M com analisador de

imagens LEICA na Gerdau/RS e Marca UNION, modelo Versamet – 2 no

LABMAT/UFPE.

Por fim para identificação de microconstituintes e microanálise química da ZAC e

do MS foi utilizado um Microscópio Eletrônico de Varredura (MEV) equipado com

Espectrômetro a Dispersão de Energia – EDS, modelo JSM-5500 (figura 5.4), no

Laboratório de Microscopia do Departamento de Física da UFPE, com as características

técnicas abaixo:

Definição do ponto: 4.0 nm

Tensão de Aceleração: 0,5 a 30 kV (variação em 53 pontos)

Ampliação: x 18 a x 300.000

82

Figura 5.4 – Microscópio Eletrônico de Varredura (MEV), Laboratório de Física UFPE.

5.3 –MÉTODOS EXPERIMENTAIS

5.3.1. Procedimentos e Parâmetros de Soldagem

Para a obtenção da junta soldada foram realizados 13 (treze) passes de solda,

formando 11 (onze) camadas; na chapa com as dimensões indicadas no item 5.3.2.

Escolheu-se um tipo de junta de topo com chanfro em “X” com 60º, que permitisse a

retirada do corpo de prova para o estudo da ZAC.

A soldagem foi feita na Máquinas Piratininga do Nordeste/PE (MPN), por soldador

qualificado e máquina aferida e rastreada, figura 5.5. Adotou-se a Especificação de

Procedimento de Soldagem (EPS) número CP 01/POLI (Anexo C), cujos parâmetros de

soldagem são mostrados na tabela 5.2, qualificada pela MPN, conforme Norma de

Qualificação do Código ASME IX (1983), Parte QW, tomada como referência padrão de

soldagem de fabricação usada para o material em estudo.

83

Figura 5.5 – Processo de Soldagem a Arco Submerso: soldagem do corpo de prova em

MPN.

Tabela 5.2 – Especificação de Procedimento de Soldagem.

Corrente (A)

Tensão

(V)

Velocidade (mm/min)

Energia

de Soldagem (kJ/cm)

Stick Out

(mm)

Polaridade

455/460 29/30 360/400 19,44 25 DC+

Para o cálculo da energia de soldagem (Aporte Térmico) mediu-se a tensão e a

corrente do retificador com o Multímetro Alicate, ligados nos cabos de saída e no cabo que

fica conectado com o arco elétrico e serve para indicar a queda de tensão no mesmo e

indiretamente a corrente de soldagem. A velocidade de soldagem, foi comparada através da

medição do comprimento do cordão e a medida do tempo de soldagem com a utilização de

uma Escala milimétrica e de um Cronômetro analógico, respectivamente.

A energia de soldagem é representada pelo seu valor nominal, ou seja,

considerando a eficiência do arco variando de 0,80 a 0,99 para arco submerso (Kou, 1987).

84

A soldagem foi executada passe a passe, sem preaquecimento, porém com controle

de temperaturas entre passes variando entre 135 a 163ºC (Wainer et al,1992), iniciando-se o

passe seguinte sempre nesta faixa de temperatura. Foi executada a soldagem com

intensidade de corrente (I) variando de 430 a 460 A, a tensão (V) variando de 29 a 30 V e a

velocidade de soldagem (vs) de 36 a 40 cm/min, proporcionando uma energia de soldagem

nominal (H) média de 19,44 kJ/cm (usando ?=0,85 para eficiência do arco),

aproximadamente, calculada pela equação (17) ( Scotti, 1986; ASM,1993).

H (kJ/cm) = 60 x V x I (volt x ampere)/(cm/min) x ? (17)

1000 x vs

5.3.2. Execução do TTPS

O corpo de prova para a Qualificação do Procedimento de Soldagem (Figura 5.6),

com dimensão de 500 x 500 x 25 mm foi tratado termicamente pós soldagem para alívio de

tensões na Empresa Musashi do Brasil/PE, de acordo com os Requisitos Pertinentes aos

Métodos de Fabricação do Código ASME VIII, Divisão I (1983), Parte UW-40 e UCS-56.

Figura 5.6 – Corpo de prova para qualificação do procedimento de soldagem

(500 x 500 x 25 mm)

85

Foram considerados os seguintes dados técnicos para o tratamento térmico de alívio

de tensões (Figura 5.7):

• Velocidade de aquecimento (220 ºC)/hora;

• Velocidade de resfriamento (260 ºC)/hora;

• Temperatura de patamar (650 ºC);

• Tempo de tratamento (1:00h).

Figura 5.7 – Ciclo Térmico para alívio de tensões -TTPS ( ASME Seção VIII, 1983)

O gráfico com o resultado do tratamento térmico de alívio de tensão está

apresentado no anexo D.

Temperatura ºC

650

0 ˜ 3:00 ˜ 1:00 ˜ 2:50 Tempo (h)

86

5.3.3. Ensaio de Dureza Brinell

Após o TTPS, as medições de dureza Brinell (HB) foram realizadas nas faces 1 e 2

do C.P. (Figura 5.6), em uma faixa de 5 mm na margem do cordão de solda, ao longo do

comprimento da junta, em 17 pontos espaçados de 25 mm cada, nos lados direito (D) e

esquerdo (E), respectivamente, usando um durômetro portátil, modelo Equotip (figura 5.8).

Os reultados estão apresentados no anexo E.

Antes de iniciar-se as medições foi feita uma aferição do instrumento, utilizando

uma barra padrão de dureza igual à 189 HB, fazendo-se 10 (dez) impressões cuja variação

foi de 180 a 200 HB.

Vale esclarecer que no caso real, normalmente, só pode-se efetuar as medições em

uma face. Procedeu-se desta forma para obter um maior número de pontos para uma melhor

avaliação. Juntamente com a inspeção dimensional e visual de solda foi feito o ensaio de

líquido penetrante (LP) com o resultado apresentado no anexo F.

Figura 5.8 – Ensaio de Dureza Brinell, realizado na MPN.

87

5.3.4. Extração do Corpo de Prova para Perfil de Dureza e Microestrutura

Após o ensaio de dureza HB, a amostra para obter-se o perfil de microdureza e

análise microestrutural, na dimensão de 100 x 25 x 25 mm , figura 5.9, foi retirada

mediante cortes transversais do cordão da solda, no sentido da laminação do MB; em serra

hidráulica e de fita, usando refrigeração, tendo-se o máximo cuidado durante o corte para

evitar qualquer aumento de temperatura que provocasse mudanças na microestrutura e

propriedades do aço na face cortada.

Figura 5.9– Corpo de prova para ensaio de microdureza e micrografia (100 x 25 x 25 mm). Aumento: 1x. 5.3.5. Análise Metalográfica e de Microdureza

a – Análise Metalográfica

Para a análise microestrutural e medições de microdureza, exige-se a preparação da

amostra através de uma seqüência de trabalho, que consiste em lixamento, polimento,

ataque e observação microscópica (Padilha e Ambrósio,1985; ASM, 1985; IIW,.1988).

88

As lixas foram ordenadamente usadas com a seguinte numeração: 120, 150, 180,

220, 240, 280, 320, 360, 400 e 600 mesh. O polimento se ordenou com solução de alumina

1.0 e 0.07 µm. O ataque químico foi com solução de Nital 2% (indicado pelo IIW,

documento nº 1533-88) durante 20 a 30s tornando visível a ZAC, o MS e o MB (ASME

IX,1983).

A realização de micrografia permitiu estudar os microconstituintes existentes e sua

possível influência na propriedade observada.

As análises metalográficas qualitativas da ZAC, MS, e do MB foram feitas em

microscópios óticos OLYMPUS e UNION, utilizando-se um aumento 100X, 200X, 400X,

500X, 600X e 1500X, analisadas três regiões da amostra, próxima a superfície (L1), na

região central (L2) e na raiz do metal de solda (L3) e como referências as faces 1 e 2 do

corpo de prova. A classificação dos microconstituintes foi feita segundo a orientação

publicada no Documento IIS-IIW-835-85 (ex doc. IX-1377-85).

b – Ensaio de Dureza Vickers

Para a realização das medições de dureza Vickers na ZAC, MS e no MB foi

utilizados o microdurômetro com carga de 0.300kgf, adaptado com duas mesas

micrométricas acopladas (para obter os movimentos em X e Y) ilustrado na figura 5.10 e

um microdurômetro com carga 10kgf.

89

Figura 5.10 – Microdurômetro utilizado nos ensaios de microdurezas HV 300gf. Laboratório de Ensaios da Musashi do Brasil/PE.

O método ALTERNATIVO foi aplicado fazendo-se as medições em três regiões

distintas da ZAC e do MS conforme esquema (Figura 5.11). Como está ilustrado foram

realizadas 80 (oitenta) medidas no CP com carga de 0,300 kgf e 27 (vinte e sete) medidas

com carga de 10 kgf. Em função dos valores de dureza levantados, foi possível desenhar-se

a ZAC através do AUTOCAD, e estimada em 3 mm a partir da linha de fusão MS/ZAC

região de grãos grosseiros na direção do MB.

90

Figura 5.11 – Esquema do C.P. para ensaio de microdureza.

Os valores das medidas de dureza Vickers HV0,300 , HV10, e o Perfil das Durezas nas

regiões ensaiadas estão apresentados nas figuras 6.3 (a), (b) e (c) do Capítulo VI e nos

anexos G e H.

5.3.6.Comparação entre os valores teóricos e experimentais da Previsão de Dureza

Máxima na ZAC.

1. Cálculo da Dureza Máxima sob cordão pelo método empírico.

O valor de HVmax depende essencialmente do teor de carbono do material a ser

soldado, que condiciona a dureza da martensita, embora esta seja influenciada por outros

elementos de liga como por exemplo o manganês ou o silício.

L1 = 5

L2 = 7

L3 = 13

F1

F2

91

De acordo com Ventrella (1999) de um modo geral, o Mn refina a microestrutra

quando está acima de 1,2%, passando a atuar como endurecedor em solução sólida quando

está acima de 1,8%. Reduz o tamanho das ripas de ferrita acicular, melhorando as

propriedades mecânicas.

O Mn possui também o efeito de baixar a temperatura de decomposição da austenita

em ferrita, fazendo com que a temperatura de formação da ferrita primária de contorno de

grão acabe ficando abaixo da temperatura de formação da ferrita acicular.

Ainda de acordo com Ventrella (1999), o silício tem efeito controverso, sua

influência é parecida com a do Mn, porém seu maior efeito é no produto de desoxidação do

metal de solda, sendo habitual analisá-lo em conjunto com o Mn.

Logo, para que o especialista em soldagem tenha uma orientação prévia da previsão do

valor de dureza a ser obtido pelo processo de soldagem, do ponto de vista prático foram

utilizados os dados da composição química do metal de base apresentados na tabela 5.1(a)

na equação nº 2 da literatura, Lopes e Miranda (1993), onde teremos:

HVmax = 90 + 190C + 47Si + 75Mn + 30Ni + 31Cr

HVmax = 90 + 190x0.14 + 47x0.20 + 75x0.94 + 0xNi + 0xCr

HVmax = 196.50

2. Previsão da Dureza Máxima na ZAC usando o Analisador de Procedimento de

Soldagem.

92

Para a Análise da Dureza o programa SOFTSOLDA solicita apenas a entrada da

composição química do metal base, que foi utilizada de acordo com a tabela 5.1 (a). O

programa calcula a Dureza Máxima na ZAC através de uma das fórmulas selecionadas,

cujos resultados são apresentados na tela (Figura 5.12):

Fórmula utilizada: Terasaki

Dureza da martensita = 406.7 HV

Dureza com 0% de martensita = 192.4

Tempo 800/500 100% = 0.7s

Tempo 800/500 0% martensita = 14.4s

Figura 5.12 – Tela Cálculo de Dureza Analisador de Soldabilidade (SOLDASOFT).

93

3. Perfil de Dureza nas regiões ensaiadas

É normal executar quando da qualificação de processos e procedimentos de

soldagem um perfil de dureza de forma a determinar a dureza máxima atingida (Lopes e

Miranda, 1993).

Os resultados obtidos indicam os valores de microdureza no Metal de Solda, na

Zona Afetada pelo Calor e no metal base, que foram medidos nas regiões de acordo com o

esquema da figura 5.11., que devem ser traduzidos na necessidade de qualificação de

procedimentos de soldagem e soldadores, bem como no rigoroso controle estabelecido para

este processo nas fases de projeto, aquisição, manutenção de consumíveis de soldagem,

fabricação e inspeção. Os dados estão apresentados nas figuras 6.3(a) e 6.3(b), no Capítulo

VI a seguir.

94

CAPÍTULO VI

RESULTADOS E DISCUSSÕES

6.1. TESTE DE CHÃO DE FÁBRICA 6.1.1. Dureza da solda Na primeira etapa dos testes, os resultados do ensaio de dureza Brinell, realizado

após TTPS no corpo de prova para a qualificação do procedimento de soldagem, são

apresentados resumidamente na tabela 6.1. Os resultados com as impressões totais

encontram-se no anexo C (1) e (2).

Tabela 6.1 – Resultados de dureza HB na solda do corpo de prova padrão com TTPS. FACE 1 FACE 2

Lado (D) da

solda

Lado (E) da

solda

Lado (D) da

solda

Lado (E) da

solda

Nº de impressões 17 17 17 17

Menor valor 129 HB 116 HB 122 HB 117 HB

Maior valor 210HB 197 HB 209 HB 201 HB

Média 160 HB 150 HB 160 HB 143 HB

Na tabela 6.1, observa-se que houve mudanças significativas nos resultados da dureza (média) após TTPS da solda. Porém, em relação ao que determina a norma técnica Petrobrás N-1706 (1987), não houve nenhum ponto nas soldas que apresentasse dureza

superior a 220 HB. O resultado não apresenta a precisão do ensaio convencional, porém é satisfatório,

entre outras aplicações, na verificação de dureza da solda após o tratamento térmico de

alívio de tensões destas. Porém, se faz necessário um cuidado maior na execução do ensaio

em se tratando de uma junta para um equipamento enquadrado na categoria “sujeito a

corrosão sob tensão”.

Segundo a literatura (Silva e Mei, 1988), os ensaios existentes possibilitam uma

excelente cobertura de todas as gamas usuais de durezas, e dimensões encontradas nos

aços.

95

Salientamos que o ensaio de dureza seja corretamente escolhido e interpretado,

sendo assim uma ferramenta excelente para o controle indireto das propriedades mecânicas,

a baixíssimo custo, comparado com as demais opções existentes.

6.2. ENSAIO MECÂNICO

6.2.1. Microdureza

Os resultados dos maiores valores de microdureza tomados na região colunar do

último passe, na região de grãos grosseiros e região de grãos finos; nas linhas L1, L2 e L3,

conforme esquema da figura 5.11, são apresentados nas tabelas 6.2 (a), onde conforme

figura 6.1, 80 (oitenta pontos) foram medidos (Anexo F). Na tabela 6.2 (b), conforme figura

6.3., 27 (vinte e sete pontos) foram medidos (Anexo G). Os respectivos perfis de dureza

obtidos são mostrados nas figuras 6.2 e 6.4.

Tabela 6.2 (a) – Resultados da microdureza do Metal de Solda e ZAC

Dureza Vickers – HV 300 gf ± 21 HV

Ref. Face 1 Região

colunar

Região de grãos

grosseiros

Região de

Grãos finos

L1 = 5mm 201 175 160

L2 = 7mm 188 184 155

L3 = 13mm 206 167 155

96

Figura 6.1- Macrografia do corpo de prova com a localização dos pontos de análise de microdureza HV0.3. Ataque nital 2%, aumento 1,5x.

Figura 6.2 – Perfil de dureza para o corpo de prova de referência F1-HV 300gf.

1 880

97

Dureza da junta soldada

120

140

160

180

200

220

1 6 11 16 21 26 31 36 41 46 51 56 61 66 71 76

comprimento mm

Dur

eza

HV

300

gf

5 mm 7mm 13mm

Tabela 6.2 (b) – Resultados da Microdureza do Metal de Solda e ZAC

Dureza Vickers – HV 10 kgf ± 6 HV

Ref. Face 2 Região

colunar

Região de grãos

grosseiros

Região de Grãos finos

L1 = 5mm 218 193 175

L2 = 7mm 188 172 162

L3 = 13mm 193 164 159

Figura 6.3 - Macrografia do corpo de prova com a localização dos pontos de análise de microdureza HV10. Ataque nital 2%, aumento 1,5x.

1 3 4 5 6 7 8 9

L

L

L

98

Dureza de Junta Soldada

0

50

100

150

200

250

1 2 3 4 5 6 7 8 9

Espaçamento mm

Du

reza

HV

10

Kg

f

L1= 5mm L2= 7mm L3= 13mm

Figura 6.4–Perfis de Dureza para o corpo de prova de referência F2-HV 10kgf.

A figura 6.2 apresenta os perfis de dureza obtidos a 5 mm, 7 mm e 13 mm da

superfície da seção transversal do corpo de prova, tendo como referência a face 1, e na

figura 6.4 as mesmas distâncias só que para referência a face 2. Nessas figuras os perfis de

dureza têm como referência a linha de centro de fusão da junta e mostram a variação da

dureza em direção ao metal de base.

No corpo de prova ensaiado a baixa carga (HV 300gf) como recomenda a Norma

Técnica Petrobras, N – 1706 (1987), e com HV10 utilizado por vários pesquisadores

segundo a literatura (Bohorquez, 1989), os perfis de dureza a 7 mm da superfície ficaram

abaixo do limite recomendado de 220 HB (˜ 231 HV).

Os maiores valores de microdureza apresentados nas tabelas 6.2 (a) e 6.2 (b),

tomados na região colunar do último passe, região de grãos grosseiros e região de grãos

finos, demonstraram que a dureza na região de grãos finos é inferior a da região de grãos

grosseiros que, por sua vez, é inferior a da região colunar.

De acordo com Maciel (1994) os valores críticos de dureza para evitar trincas a frio,

variam em função do percentual de hidrogênio difusível e da microestrutura presente no

99

metal de solda, estudos de Rabello (1985) apud Maciel (1994), demonstra que valores de

dureza acima de 350 HV comprometem a resistência às trincas a frio em juntas

soldadas.

A dureza máxima do Metal de Solda chega a atingir 218 HV10 e 193 HV10 na ZAC,

como mostra a tabela 6.2 (b). Recorrendo-se ao diagrama CCT do aço ASTM A 516 Gr. 60

(Figura 6.5), confirma-se que os níveis de dureza correspondem as microestruturas bainítica

e ferrítica+perlítica respectivamente. Não foi observado o surgimento de estruturas

martensíticas.

Figura 6.5 - Curva CCT para aço ASTM A 516 grau 60 – Gentileza USIMINAS

Pode-se observar que os maiores valores de dureza ocorreram próximos a superfície do

metal de solda (L1) na região de grãos colunares. Estes valores justificam-se porque

correspondem aos últimos passes, logo, não houve refino de grãos devido à ausência dos

100

passes seguintes, gerando novos ciclos térmicos, como era de se esperar. Tal fato causado

também pela velocidade de soldagem utilizada (ajuste não ideal das variáveis). Deve ser

reportado que tanto elementos de liga e aporte térmico, quanto o teor de oxigênio no metal

de solda devem ser considerados para explicar a microestrutura e as propriedades do metal

de solda (Kou, 1987; Farias e Quites, 1992).

O valor de 193 HV10 na ZAC de grãos grosseiros, justifica-se pela microestrutura

apresentando ferrita pró-eutetóide em rede, em contornos de grãos (formado por ferrita e

carbonetos). Esta região se caracteriza por alta resistência à tração, baixa dutilidade e baixa

resistência ao impacto (Natal, 1986).

Nota-se que o tratamento térmico ocorrido na região de reaquecimento fez com que

houvesse uma redução da dureza da região de grãos finos e região de grãos grosseiros em

relação a região colunar.

6.3. ANÁLISE METALOGRÁFICA 6.3.1. Macrografia A macrografia da seção transversal da junta soldada é apresentada na figura 6.6.

Observa-se a seqüência de deposição dos passes realizados para preencher a configuração

do perfil do chanfro adotado.

Foram depositados 13 (treze) passes, sendo um por camada, e quatro para

acabamentos. Observa-se o efeito macroscópico da seqüência alternada do metal de solda,

constituido da região colunar (bruta de fusão) e a região reaquecida do metal de solda,

surgida devido ao ciclo térmico exercido pelos passes subseqüentes. A região reaquecida se

constitue ainda de uma região de grãos finos.

101

Assim, é possível diferenciar as diversas regiões que compõem uma solda e

interpretar os resultados do exame para servir de subsídios no procedimento de soldagem

utilizado.

Figura 6.6 – Macrografia típica da junta soldada. Ataque Nital: 2%. Ampliação: 2x.

O exame visual da macrografia produzida mostrou tratar-se de uma solda sã, pois,

não foi detectada a presença de defeitos tais como, inclusões no MS provenientes da escória

formada pela deposição do fluxo granular, falta de fusão ou penetração, ou qualquer outro

tipo de defeitos que comprometesse a junta soldada.

6.3.2 – Análise Microestrutural

Dentro do escopo desse trabalho, toda identificação e caracterização microestrutural

da ZAC e do MS, foi realizada na região do último passe, considerando a linha L1 = 5 mm

como referência. A microscopia foi realizada em quatro áreas distintas: transição metal

base/ZAC (ponto A), transição ZAC de granulação grosseira/metal de solda (ponto B),

A B

D

C

102

interior do metal de solda (ponto C) e metal base (ponto D). As mesmas são representadas

na figura 6.6 respectivamente.

Um minucioso exame mostrou que apareceram várias microestruturas que foram

identificadas de acordo com aquelas propostas pelo IIW, doc. IIS-IIW-835-85 (ex doc. IX-

1377-85).

A avaliação microestrutural do cordão de solda, tanto por microscopia ótica quanto

por microscopia eletrônica de varredura, apresentou microestruturas compostas

basicamente de Ferrita de Contorno de Grão – PF (G), Ferrita Poligonal Intragranular – PF

(I), Ferrita Acicular (AF), e Ferrita com Segunda Fase- FS, além, de inclusões. As figuras

6.7 a 6.19 mostram exemplos de microestruturas obtidas por MO e as figuras 6.19 a 6.24

mostram microestruturas obtidas com MEV com diferentes aumentos.

Figura 6.7 – Micrografia do aço ASTM A 516 grau 60 (metal base), grãos Ferríticos com contornos Perlíticos, após TTPS - ponto (D). Ataque Nital 2%,aumento 200x.

ferríticos

perlíticos

13µm

103

Figura 6.8 – Micrografia da zona de transição MB/ZAC obtida por MO, ponto (A). Ataque

Nital 2%, aumento 50x.

Figura 6.9 – Micrografia da zona de transição MB/ZAC obtida por MO, ponto (A). Ataque Nital 2%, aumento 200x.

MB

MBZAC

13µm

104

A figura 6.7 (ponto D) é uma representação clássica de um aço de baixo carbono, após

TTPS, apresentando uma microestrutura ferrítica/perlítica. É observado o efeito do

tratamento térmico sobre a microestrutura, onde na ZAC se percebe uma tendência ao

delineamento do grão de ferrita, característica dos materiais processados

termomecanicamente (laminação) e depois normalizado..

Esta tendência de alinhamento ainda é observada na ZAC nas regiões de fronteira com

o metal de base. Nas regiões mais próximas do metal de adição, onde o efeito do aporte

térmico é mais significativo, o efeito direcional é desfeito devido à recristalização, onde os

grãos ferríticos passam a apresentar uma morfologia poligonal. sendo essa tendência, mais

fortemente evidenciada na ZAC de grãos grosseiros onde surgem grãos de ferrita de maior

tamanho (figura 6.10).

As figuras 6.8 e 6.9 (ponto A) mostram a microestrutura obtida por microscopia ótica

com diferentes aumentos (50 e 200X), percebe-se claramente a transição entre o metal de

base, à esquerda, e a ZAC de granulação fina, à direita. A figura 6.10 (ponto B) mostra a

transição Zona de Grãos Grosseiros, Linha de Fusão, Metal de Solda.

105

Figura 6.10 - Micrografias obtidas por MO (ponto B). ZAC-GG/LF/MS. Ataque Nital 2%, aumento 100x.

Nas figuras a seguir serão apresentadas micrografias de regiões interessantes da

ZAC e do MS, obtidas com aumento de 600x, porém, só serão discutidas as

microestruturas da ZAC de grãos grosseiros, em seguida.

ZAC-GG

LF

MS

106

Figura 6.11 – Micrografia da zona de transição MB/ZAC. Ataque Nital 2%, aumento: 600x.

Nesta figura são observados os contornos de grãos e a formação de partículas nos

contornos.

Figura 6.12 – Micrografia da ZAC – Zona de esferoidização. Ataque Nital 2%. Aumento 600x.

CONTORNO DE GRÃO

PARTÍCULAS 40µm

160µm

107

Esta região da ZAC é denominada de zona de esferoidização, fica abaixo de A1.

Nesta região os carbonetos em forma de lamelas tendem a se dissolver no aquecimento e,

no resfriamento formar partículas esferoidizadas. As propriedades mecânicas praticamente

não mudam ( Natal, 1986).

Figura 6.13 – Micrografia da zona parcialmente transformada. Ataque Nital 2%. Aumento: 600x

40µm

108

Figura 6.14 - Micrografia (Ponto B) ZAC Grãos Grosseiros. Ataque Nital 2%, aumento 600x.

Na figura 6.14, tem-se a ZAC de grãos grosseiros. Esta região que se situa entre o

ponto de fusão e a uma temperatura de aproximadamente 1100ºC é a região que

experimenta as mais altas temperaturas quando na região de austenização, e portanto,

apresenta um forte crescimento de grão. O resfriamento rápido fica evidenciado pelas

estruturas encontradas próxima à linha de fusão. Caracteriza-se por uma alta resistência à

tração, baixa dutibilidade e baixa resistência ao impacto.

O tamanho do grão influencia fortemente na tenacidade ao entalhe de um aço

(Natal, 1986). Elementos refinadores de grão, tais como, alumínio, titânio e nióbio são

adicionados para, em forma de precipitados, impedir o crescimento de grão. Outra forma de

controlar o tamanho de grão é através de tratamentos térmicos pós soldagem.

Pode-se observar a presença de PF(G), FS(A) e da AF – em forma de pequenos

grãos de ferrita extremamente finos e não alinhados, encontrados no interior do grão da

AF

PF (G)

FS (A)

PF (I)

40µm

109

austenita prévia e obtidos sob taxas de resfriamento mais elevadas do que a ferrita primária.

Além disso, pode-se observar também a presença de ferrita com segunda fase alinhada –

FS(A).

Estas microestruturas obtidas, justificam os valores de durezas mais altos obtidos na

ZAC.

Como era de se esperar, o efeito do tratamento térmico ocorrido na região, pós

soldagem, provavelmente fez com que houvesse uma redução da dureza na região de grãos

grosseiros em relação a região colunar. Nota-se que esta região da ZAC é mais sensível a

um aumento de dureza.

‘

Figura 6.15 – Micrografia da zona MS. Ataque Nital 2%, aumento: 600x

Pelo resfriamento muito rápido, forma-se a ferrita acicular, constituída de ripas com

cementita entre ripas. Presença de FS(A), PF(G) e AF.

FORMAÇÃO DA FERRITA

40µm

110

Figura 6.16 – Micrografia do Metal de Solda. Ataque Nital 2%, aumento 600x. Presença de AF e PF(G).

Figura 6.17 – Micrografia do Metal de Solda, região próxima ao passe de raiz. Ataque Nital 2%, aumento 600x. Figura 6.17 – Micrografia do Metal de Solda, região próxima ao passe de raiz. Ataque Nital 2%, aumento 1500x

AF PF (G)

INCLUSÕES

40µm

15µm

111

Figura 6.18 – Micrografia do Metal de Solda. Ataque: Nital 2%, aumento: 600x. Aspecto da ferrita nucleando no contorno do grão austenítico. Presença de PF(G), FS(A), AF e inclusões.

A utilização do MEV na interpretação de microestruturas é de fundamental

importância, pois através dessa poderosa técnica pode-se identificar com precisão as

microestruturas do metal de solda, principalmente aquelas não observadas em microscopia

ótica convencional como por exemplo microfases (Ventrella e Alcântara, 1996).

As observações da microestrutura do metal de solda e ZAC , através de microscopia

eletrônica de varredura, foram realizadas basicamente aumentos de 2500 x alguns casos os

aumentos chegaram até 8000x. Através de exame detalhado das microestruturas, tanto nas

soldas quanto na ZAC, observou-se que as mesmas apresentavam uma maior diversidade

FS (A)

FORMAÇÃO DA FERRITA

40µm

112

de morfologia, em função do alto poder de resolução do MEV. Desta forma, as

microestruturas identificadas de acordo com o guia do IIW (1985), são descritos a seguir:

Figura 6.19 –Micrografia do metal de solda mostrando o constituinte ferrita/ Fe3C. Ataque

Nital 2%.Aumento 8000x.

A figura 6.19 mostra grão ferrítico com pequenos carbonetos (Fe3C) que precipitam no

interior dos grãos e nos contornos. Pelo volume de carbonetos presentes na amostra pode-se

dizer que esta região foi resfriada mais rapidamente que outras regiões como aquelas

mostradas na figura 6.10. De acordo com as microanálises químicas, o Silício e o

Manganês também segregaram para os contornos, embora em menor quantidade.

113

Figura 6.20 - Micrografia do metal de solda mostrando o constituinte Ferrita Poligonal

Intragranular. Ataque Nital 2%. Aumento 5000x.

Na figura 6.20 observa-se grão de ferrita poligonais, que aparecem no interior dos

grãos austeníticos prévios, sendo maiores que cerca de 3 vezes o tamanho médio das ripas

de ferrita acicular ou ferrita com segunda fase circundante, logo Ferrita Poligonal

Intragranular – PF(I), e Perlíticos, ambos enriquecidos de Cementita (Fe3C) e Silício +

Carbono livre nos contornos. As microanálises químicas realizadas no corpo de prova

referente a ZAC de grãos grosseiros estão mostrados na tabela 6.3

114

Tabela 6.3 – Composição atômica

Elemento % atômico

Fe 78,32

C 19,98

Si 0,68

Mn 1,02

Al --

Ressaltamos que a relação estequiométrica (3 átomos de Ferro por um de Carbono) não

pode ser colocada em evidência pelo fato do volume excitado pela sonda eletrônica

ultrapassar os limites das partículas analisadas, atingindo uma parte da matriz ferrítica.

Figura 6.21 –Micrografia do Metal de Solda mostrando porosidade. Ataque Nital 2%. Aumento 4000x.

Spot 1

Spot 2

115

Na figura 6.21 observa-se grãos ferríticos com contornos enriquecidos em carbonetos

(Fe3C) + elementos de liga, além de pequenos poros, em escala nanométrica de 5 µm. As

microanálises nestes poros estão mostradas nas tabelas 6.4 (a) e (b) abaixo:

Tabela 6.4 (a) – Spot 1 Tabela 6.4 (b) – Spot 2

Elemento % atômico Elemento % atômico

Fe 41,22 Fe 52,89

C 9,04 C 13,43

Si 7,80 Si 5,11

Mn 7,93 Mn 4,77

Al 1,60 Al 1,29

O 32,42 O 22,50

Por se tratar do metal de solda, acredita-se que estes poros foram produzidos pela

gaseificação de elementos voláteis do fluxo. Após a soldagem com a rápida solidificação do

metal de solda, não houve tempo hábil para que os gases remanescentes do processo

escapassem. Pela composição química , o baixo teor de Fe e os altos teores de elementos de

ligas elimina outras possibilidades para origem dos poros.

116

Figura 6.22 – Micrografia do Metal de Solda mostrando o constituinte Ferrítico/Cementita, Aumento 2700x. Ataque Nital 2%

Na figura 6.22 observa-se uma microestrutura da região da solda. Vê-se grãos ferríticos

com finos veios de cementita (Fe3C) no interior e contorno espessos. As microanálises

químicas realizadas nestes contornos, tabelas 6.5 (a) e (b) revelaram alto teor de oxigênio

que pode ser atribuído à baixa eficácia do fluxo durante o processo de soldagem.

117

Tabela 6.5 (a) – Spot 1 Tabela 6.5 (b) – Spot 2

Elemento % atômico Elemento % atômico

Fe 65,96 Fe 60,91

C 14,35 C 13,45

Si 1,22 Si 0,82

Mn 0,74 Mn 0,73

O 17,73 O 24,09

Figura 6.11 – Micrografia do Metal de Solda mostrando o microconstituinte Ferrítico, Aumento 4.500x. Ataque; Nital 2%

A figura 6.11 nos mostra uma microestrutura com grãos ferríticos com precipitação de

carbonetos (Fe3C) e outros elementos de liga (Si, Mn) nos contornos. As microanálises na

região da matriz (tabela 6.6) mostraram uma alta quantidade de elementos de liga,

principalmente carbono retido em solução, justificando a elevada dureza desta região.

118

Tabela 6.6 – Composição atômica

Elemento % atômico

Fe 83,07

C 14,62

Si 1,0

Mn 1,31

Figura 6.24 – Micrografia do Metal de Solda mostrando o microconstituinte Ferrítico/ Carbonetos, Aumento 2.500x. Ataque; Nital 2%

A figura 6.24 nos mostra uma microestrutura constituída de grãos ferríticos com fina

precipitação de carbetos nos contornos e outras partículas maiores (ricas em elementos de

liga, principalmente carbono) que pode ser associada a Ferrita Pró-eutetóide.

119

Capítulo VII

CONCLUSÕES

Estudou-se a variação do perfil da dureza da solda do aço ASTM A 516 Gr 60 em

soldagem a Arco submerso, com a sua aplicação em junta para vaso de pressão sujeito a

corrosão sob tensão com H2S. As principais conclusões foram:

1. O fluxo e eletrodo nu selecionado obtiveram os requisitos metalúrgicos e dureza

satisfatória para a junta proposta;

2. Com os controles dos parâmetros de soldagem definidos na EPS, e a energia de

soldagem nominal de 19,44 kJ/cm (média) aplicada para a soldagem a arco

submerso, pode-se inferir que se ?t8/5 estiver compreendido entre 10 e 20s,

dificilmente se verificará a ocorrência de trincas a frio, na região de estruturas

heterogêneas e de granulação grosseira da ZAC. Os valores críticos de dureza para

evitar a condição de trincas de corrosão sob tensão não foram atingidos. A energia de

soldagem utilizada possibilitou uma microestrutura adequada e um perfil de dureza

abaixo do recomendado pela norma Petrobrás - 1706 (1987). Os Valores

experimentais médios obtidos com a EPS (E=19,44 kJ/cm) selecionada apresentou

uma microestrutura adequada e um perfil de dureza abaixo do máximo permitido pela

norma Petrobrás e NACE;

3. O tratamento térmico pós-soldagem possibilitou uma recristalização parcial das

regiões com grãos de ferrita e precipitação de carbonetos nos contornos de grãos,

contribuindo para elevar a dureza;

120

4. Os resultados apresentados na macrografia são considerados bons para a soldagem

da junta, quanto aos dados geométricos do cordão, especialmente penetração (ASME

VIII, 1983). De uma forma geral, o aspecto visual do cordão de solda foi bom,

conforme figura 6.4. e anexo 5

5. O valor máximo da dureza na ZAC e na solda obtido pelo método analítico de

196.50 HV, equação 1, está compatível com o valor previsto pelo Analisador de

Procedimento de Soldagem SOLDASOFT igual a 192,4 HV (Terasaki), com desvios

admissíveis da ordem de 30 HV obtidos na maioria das fórmulas da literatura – para

níveis de dureza de 200 a 400 HV. Portanto, comprovando que a fórmula de Terasaki

tem sucesso na previsão dos valores de dureza das microestruturas com 0% de

martensita, para aço C-Mn, que confirma ser a mais acertada segundo a literatura.

Os valores experimentais com ensaios de macrodureza na ZAC foi de 151 HB

(média) compatível com 160 HV (Metal Base);

6. Os valores de microdurezas de 218 HV300gf e 209 HV10kgf obtidos nos ensaios

laboratoriais, foram inferiores ao valor máximo de 220 HB determinado pela Norma

Técnica Petrobrás N-1706 (1987), para vaso de pressão enquadrado na categoria

“sujeito a corrosão sob tensão”;

7. A solda não apresentou Trincas a Frio na ZAC nem no MS, conforme as análises

metalográficas realizadas por MO e MEV;

8. Na análise microestrutural quantitativa da solda foi observada uma quantidade

significativa de Ferrita Acicular (AF) e, conseqüentemente, essa combinação de metal

base e consumível fornece maior resistência às trincas induzidas pelo Hidrogênio.

Mesmo sabendo-se que o aço estudado não é susceptível a trinca a frio (dureza média

121

160 HV e C.E. igual a 0,30), há restrição de dureza máxima para o serviço com H2S.

Confirma-se assim, segundo a teoria, que a Ferrita Acicular funciona como uma

barreira freiando o movimento das trincas a frio. Portanto, um aumento da quantidade

de Ferrita Acicular (AF) aumenta a resistência às trincas induzidas pelo Hidrogênio;

9. A identificação dos constituintes de acordo com a classificação proposta pelo

“International Institute of Welding” para MO não apresentou maiores problemas.

Porém, a tentativa de identificar os constituintes de mesma morfologia formados a

diferentes temperaturas de transformação, criando subcategorias, apresentou um

elevado grau de dificuldade, mesmo com a utilização adicional do recurso da

microscopia eletrônica de varredura.

Com o uso do MEV foi possível detectar descontinuidades, a exemplo de poros,

dentre outras, que não foi possível distinguir com o MO.

10. Entende-se, entretanto, que a dureza somente não assegura a garantia estrutural da

junta. Considera-se a necessidade de analisar, por exemplo, os efeitos dos elementos

de liga do metal base e consumíveis (arame e fluxo), relacionado com as variáveis

essências de soldagem (ASME IX, 1983), tais como: características elétricas

(corrente, tensão, velocidade de soldagem, energia de soldagem, polaridade),

temperatura entre passes e tratamento térmico pós-soldagem; para soldagem a arco

submerso; pois, a fixação somente da energia de soldagem, não permite uma

conclusão objetiva sobre os efeitos das interações de vários fatores.

122

Capítulo VIII

RECOMENDAÇÕES

Fica como sugestão para trabalhos futuros:

1. Avaliar a dureza na ZAC e no MS, utilizando o processo de soldagem a arco

elétrico com eletrodo revestido, tendo em vista a necessidade do seu uso para

soldagem das conexões do vaso de pressão.

2. Como trabalho paralelo, seria recomendável realizar estudos visando utilizar

métodos experimentais que possibilitem o conhecimento do efeito da interação dos

fatores tais como variáveis essenciais (corrente, tensão, velocidade de soldagem,

consumíveis, etc.) e as propriedades mecânicas da ZAC e do MS.

3. Como o teste de qualificação de procedimento foi feito com material e

equipamentos idêntico ao previsto para a fabricação de um vaso de pressão sujeito a

corrosão sob tensão com H2S, e obtido um perfil de dureza na junta satisfatório,

na EPS selecionada deve ser colocada uma nota de advertência, em destaque com os

dizeres: “Serviço com H2S”.

123

Capítulo IX

REFERÊNCIAS BIBLIOGRÁFICAS

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130

CAPÍTULO X

ANEXOS

131

10.1. ANEXO A – EXPRESSÕES PARA AVALIAÇÃO TEÓRICA DO CICLO TÉRMICO ( Machado, 2000; Nakamura,1987; Scotti, 1986).

15/8 ..2.

..θλπ

η

svIV

t =∆

( )

−

−−

=−

00

11 1073

1773

1TT

θ

−∆

−

∆

=−0

12/1

20 .exp.

TTtet

tt

TTp

θθ

22

2

222

5/8 ....4...

dvIV

tcs θρλπη

=∆

( ) ( )02

02

2 10731

77311

TT −−

−=

θ

( )

−∆

−

∆

=− 20

22

2/1

20 .2.

exp.TTte

ttt

TTp

θθ

2/1

00 10731

7731

2...

−

+−

=′TTv

IVd

cs ρη

Símbolos e unidades. V – Tensão de soldagem (V);

I – Intensidade de corrente de soldagem (A);

[equação 1]

[equação 2]

[equação 3]

[equação 4]

[equação 5]

[equação 6]

[equação 7]

? – Rendimento térmico de um processo de soldagem sob dadas condições (adimensional,

variando entre 0 e 1);

vs - Velocidade de soldagem(mm/s);

? – Condutividade térmica (J/s/mm/ºC);

T – Temperatura que estará o ponto em um instante t (ºC);

To – Temperatura de preaquecimento (ºC);

Tp – Temperatura de pico do ciclo térmico (ºC);

? – 2,718;

T – período de tempo (s);

?c - Calor específico volumétrico (J/mm3.ºC);

d – espessura da peça (mm);

?1 – Temperatura no ponto 1 (ºC);

?2 – Temperatura no ponto 2 (ºC).

10.2. ANEXO B – DIAGRAMA DE RESFRIAMENTO CONTÍNUO - CRC (MACHADO, 2000)

Figura 10.1 - Diagrama de resfriamento contínuo (parcial) com curvas de resfriamento obtidas por diferentes temperaturas de preaquecimento. Os números sobre as curvas indicam a proporção de fase presente, enquanto aqueles dentro de circulos a dureza em HRC ( o último em HV). As letras representam os campos das fases, isto é, A= Austenita; F=Ferrita; P=Perlita; B=Bainita e M=Martensita.

10.3. ANEXO C- ESPECIFICAÇÃO DO PROCEDIMENTO DE SOLDAGEM 10.3. ANEXO C- ESPECIFICAÇÃO DO PROCEDIMENTO DE SOLDAGEM

10.3 – ANEXO C – ESPECIFICAÇÕES DO PROCEDIMENTO DE SOLDAGEM – ENSAIO MECÂNICO

10.2. ANEXO D – RESULTADO GRÁFICO TTPS 10.3. ANEXO E

ANEXO E (1) e (2) – Resultados de Ensaio de Dureza (HB)

Face 1 Dureza (HB)

1 D 1 E

143 149

121 142

128 152

151 149

135 156

132 220

116 129

142 157

129 154

190 150

124 148

7142 185

197 154

156 212

133 158

149 152

138 149

Média 151

(1) Face 2 Dureza (HB)

2 D 2 E

171 177

132 220

151 138

133 151

138 145

151 154

157 133

146 133

159 143

144 122

143 133

147 129

166 136

201 126

152 165

143 140

(2)

10.4. ANEXO F – RESULTADO DO ENSAIO POR LIQUIDO PENETRANTE

10.5. ANEXO G – RESULTADO DAS MEDIÇÕES DE MICRODUREZA VICKERS Profundidade – HV 300gf

ponto distância 5 mm 7mm 13mm 1 0 148 148 152 2 0,5 141 156 150 3 1 148 150 154 4 1,5 155 141 148 5 2 162 147 157 6 2,5 155 147 151 7 3 152 155 156 8 3,5 155 150 150 9 4 145 155 155 10 4,5 145 150 155 11 5 146 149 156 12 5,5 142 148 150 13 6 148 141 157 14 6,5 141 143 151 15 7 151 146 154 16 7,5 142 141 148 17 8 154 147 155 18 8,5 160 148 156 19 9 152 155 156 20 9,5 160 150 148 21 10 158 147 152 22 10,5 145 141 154 23 11 155 143 155 24 11,5 149 143 154 25 12 159 149 167 26 12,5 151 152 167 27 13 160 152 176 28 13,5 167 157 176 29 14 172 157 182 30 14,5 175 184 182 31 15 196 183 181 32 15,5 182 184 182 33 16 189 174 188 34 16,5 189 182 184 35 17 189 179 189 36 17,5 189 181 188 37 18 191 188 206 38 18,5 187 182 198 39 19 195 184 198 40 19,5 187 181 200 41 20 201 185 197 42 20,5 194 182 194 43 21 191 185 196 44 21,5 183 185 191

Profundidade – HV 300 gf ponto distância 5mm 7mm 13mm

45 22 179 181 193 46 22,5 189 174 191 47 23 176 176 191 48 23,5 178 171 189 49 24 174 167 183 50 24,5 177 164 177 51 25 177 161 178 52 25,5 172 157 167 53 26 152 146 167 54 26,5 149 154 154 55 27 154 141 167 56 27,5 152 141 156 57 28 159 146 156 58 28,5 156 149 156 59 29 161 156 142 60 29,5 152 146 149 61 30 151 160 149 62 30,5 148 148 152 63 31 151 142 152 64 31,5 151 155 155 65 32 150 148 155 66 32,5 155 145 152 67 33 161 150 149 68 33,5 147 148 152 69 34 148 150 149 70 34,5 154 141 148 71 35 151 150 152 72 35,5 147 141 149 73 36 147 142 145 74 36,5 154 147 147 75 37 158 147 149 76 37,5 158 145 147 77 38 164 156 147 78 38,5 167 142 145 79 39 158 152 145 80 39,5 152 146 146

10.5. ANEXO H - RESULTADO DAS MEDIÇÕES DE MICRODUREZA VICKERS

HV 10 kgf Ponto L1= 5mm L2= 7mm L3= 13mm

1 162 155 159 2 175 155 166 3 193 164 164 4 218 179 172 5 186 188 193 6 179 186 193 7 166 172 162 8 162 162 165 9 160 160 151

10.6. ANEXO I. MACROGRÁFIA

10.7.ANEXO J. MICROGRAFIA

10.8.ANEXO L. MICROGRAFIA

10.9.ANEXO M - MICROGRAFIA

10.10.ANEXO N.MICROGRAFIA

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PREVISÃO DA DUREZA EM JUNTA SOLDADA DE UM AÇO … · Ensaio de Dureza Brinell – MPN. Figura 5.9 Corpo de prova para ensaio de microdureza e microscopia (100x25x25mm). Figura 5.10